Влияние легирующих добавок на структуру Al-Li-сплавов и механизмы деформирования в условиях сверхпластичности (аналитический обзор)

ВЕСТНИК ПНИПУ. МЕХАНИКА № 6, 2023PNRPU MECHANICS BULLETIN

Алюминиевые сплавы находят широкое применение во многих отраслях промышленности благодаря хорошему сочетанию их физико-механических и эксплуатационных свойств, таких как высокая электропроводность и коррозионная стойкость, низкая плотность, хорошая свариваемость, а также нетоксичность, в соединениях с другими металлами и др. [Фридляндер, 2002; Гуреева, Грушко, 2009; Яковцева и др., 2013; Антипов и др., 2017; Распосиенко, 2017; Орлова и др., 2021]. В связи с возрастающими требованиями к конструкциям состав, структура, способы изготовления и обработки сплавов продолжают совершенствоваться [Антипов и др., 2017]. В частности, сегодня для промышленности требуются алюминиевые сплавы с высокой прочностью, в том числе проявляемой и при повышенных температурах [Орлова и др., 2021]. Легирование материалов различными элементами повышает их прочность, но при этом приводит и к снижению их пластичности при обычной обработке, что ограничивает применение таких сплавов при производстве изделий. Эта проблема, как представляется, может быть решена путем использования структурной сверхпластичности (СП) в процессах формования [Никулин, Кипелова, 2012; Liu et al., 2021].

Использование структурной СП в технологических процессах получения деталей сложной формы является весьма перспективным направлением их развития. В разных работах [Somani et al., 1998; Chumachenko et al., 2005; Barnes, 2007; Hefti, 2007; Mogucheva, Kaibyshev, 2008; Bhatta et al., 2020; Song et al., 2020] в качестве основных преимуществ данного вида обработки выделяют следующие: снижение ресурсоемкости изготовления; возможность получения изделий (в том числе крупногабаритных) разнообразной сложной формы со сниженным весом без сварных / клепаных соединений (или с их уменьшенным количеством); получение гладкой поверхности изделия с минимальным отклонением от заданной геометрии – с предотвращением разнотолщинности и с высокоточным заполнением штампов; улучшенные физико-механические характеристики получаемого изделия, в частности, хорошие показатели прочности и пластичности при изготовлении и в условиях эксплуатации, а также изотропия механических свойств на макромасштабном уровне. Это обусловливает широкое применение в промышленном производстве, в том числе в таких важнейших отраслях, как авиа- и ракетостроение, сверхпластической штамповки и формовки [Фридляндер, 2002; Barnes et al., 2013; Волхонский и др., 2014; Котов и др., 2014; Langdon, 2020]. В последнее время все более широкое применение находят и комплексные технологии, совмещающие сверхпластическую формовку и сварку, позволяющие получать многослойные пустотелые конструкции для авиастроения с повышенным качеством сварных соединений [Фридляндер, 2002; Лутфуллин, 2011; Мулюков и др., 2014; Волхонский и др., 2014; Шоршоров и др., 2018].

В ряде работ, например, в [Кайбышев, Утяшев, 2002; Dupuy, Blandin, 2002; Kulas et al., 2005; Грязнов и др., 2011; Sabirov et al., 2013; Liu et al., 2014; Kawasaki, Langdon, 2016; Бобрук, Мурашкин, 2019; Chinh et al., 2021], отмечается, что практический интерес представляет СП при относительно низких температурах (в интервале менее 0.7 T m , T m – абсолютная температура плавления) и относительно высоких скоростях деформации вплоть до 10⁰ с^–1 [Мулюков и др., 2014; Автократова и др., 2015]. При таких условиях не требуются жаропрочные инструменты и время изготовления одной средней по сложности детали при увеличении скорости деформации на порядок (с 10^–3 с^–1 до 10^–2 с^–1) может сократиться в 10 раз и более (с 20–60 до 1–5 мин) [Horita et al., 2000; Nikulin et al., 2005; Kaibyshev et al., 2006; Бобрук, Мурашкин, 2019; Кищик, Михайловская, 2022]. Большинство традиционных промышленных алюминиевых сплавов (изготовленных, к примеру, с помощью холодной или теплой прокатки с большими обжатиями и последующим отжигом) имеют размер зерен порядка 5–10 мкм и способны испытывать относительные удлинения 200–400 % и более в диапазоне низких скоростей 10^–4–10^–3 с^–1 [Новиков, 1981; Кищик и др., 2019]. При скорости деформации 10^–2 с^–1 удлинения в таких сплавах, как правило, не превышают 150–250 %, чего недостаточно для изготовления с помощью формовки высококачественных деталей сложной конфигурации [Новиков, 1981; Nikulin et al., 2005; Ки-щик и др., 2019; Langdon, 2020]. Улучшение показателей СП при высоких скоростях деформации (и относительно низких температурах) возможно за счет уменьшения размера зерна в материале до 1–5 мкм и менее [Кайбышев, Утяшев, 2002; Islamgaliev et al., 2003; Park et al., 2004; Kawasaki, Langdon, 2007; Mogucheva, 2008; Yunusova et al., 2008; Никулин, Кипелова, 2012; Кищик и др., 2019; Chinh et al., 2021].

Для измельчения зеренной структуры с целью подготовки материала к СП, как правило, применяются технологии, совмещающие легирование сплава различными добавками и методы интенсивной пластической деформации (ИПД) [Akamatsu et al., 2001; Estrin et al., 2011; Sauvage et al., 2012; Langdon, 2020; Орлова и др., 2021]. Наиболее развитым на сегодняшний день, универсальным и потенциально эффективным в промышленных приложениях является равноканальное угловое прессование (РКУП), позволяющее получать достаточно однородную ультрамелкозернистую структуру [Furukawa et al., 1998; Lee et al., 1999; Nakashima et al., 2000; Horita et al., 2001; Lee et al., 2002; Kamachi et al., 2003; Musin et al., 2004; Park et al., 2004; Nikulin et al., 2005; Valiev, Langdon, 2006; Islamgaliev et al., 2010; Estrin et al., 2011; Kumar et al., 2016; Valiev et al., 2016] с пренебрежимо малой пористостью [Lee et al., 2002; Мазилкин и др., 2004]. Многочисленные экспериментальные исследования по одноосному нагружению подготовленных с помощью РКУП образцов алюминиевых сплавов, например, [Berbon et al., 1998; Islamgaliev et al., 2003; Musin et al., 2004; Kaibyshev, 2016; Kawasaki, Langdon, 2016; Myshlyaev et al., 2022; Корзникова и др., 2022], демонстрируют хорошие показатели сверхпластичности, в том числе при высоких скоростях деформирования. Прокатка таких образцов позволяет изготавливать тонкие листы для сверхпластической формовки [Horita et al., 2001; Kamachi et al., 2003; Nikulin et al., 2005; Mogucheva, Kaibyshev, 2008; Islamgaliev et al., 2009], при этом, как отмечается в [Horita et al., 2001; Akamatsu et al., 2001; Park et al., 2004; Добаткин, 2011; Estrin et al., 2011], не происходит потери сверхпластических свойств материала.

Схема простого сдвига, реализуемого при РКУП, позволяет многократно деформировать образец без изменения его поперечного сечения, что создает перспективы для изготовления заготовок с большим поперечным сечением [Ерисов, 2013]. В [Horita et al., 2001; Srinivasan et al., 2006] на примере лабораторных исследований на небольших образцах (с характерным размером поперечного сечения от 6 до 100 мм) показано, что развитие уль-трамелкозернистой структуры в процессе РКУП и последующие механические свойства образцов не зависят от их исходного диаметра, на основании чего делается заключение о легкости масштабирования РКУП для производства аналогичных по свойствам больших заготовок и изделий из них. В качестве еще одного перспективного направления представляется миниатюаризация установок РКУП до миллиметровых масштабов с целью изготовления микроэлектромеханических приборов и систем из алюминиевых сплавов [Добаткин, 2011].

Таким образом, можно отметить существенные продвижения за последние десятилетия в развитии технологий получения ультрамелкозернистой структуры материалов. Однако, к сожалению, на сегодняшний день в литературе встречается недостаточно экспериментальных и аналитических сведений о закономерностях поведения таких материалов в зависимости от состояния их структуры и его влиянии на параметры технологических процессов, а также приводятся неполные данные об эволюции структуры в процессе сверхпластического деформирования (СПД) (некоторые из перечисленных вопросов обсуждаются, например, в рамках новых исследований [Myshlyaev et al., 2022; Myshlyaev et al., 2023]). К тому же более жесткими становятся современные требования к материалам: несмотря на преимущества уже разработанных сплавов, все острее стоят задачи по созданию облегченных конструкций с повышенными характеристиками трещиностойкости при сохранении высокого уровня прочности, жесткости и коррозионной стойкости [Волхонский и др., 2014; Антипов и др., 2017]; перспективными для обозначенных задач являются алюминиево-ли-тиевые сплавы, исследование которых интенсивно ведется в настоящее время [Антипов и др., 2017; Kablov et al., 2021]. Приведенное обусловливает особую актуальность систематизации известных сведений об исходном состоянии структуры и поведении алюминиево-литие-вых сплавов при СП. Это будет важным и для прямой работы по совершенствованию материалов, и для создания концептуальной основы для развития многоуровневой конститутивной модели неупругого деформирования сплавов [Трусов и др., 2019; Трусов, Швейкин, 2019; Shveykin et al., 2020], способной описывать изменение структуры материала и разные режимы процесса деформирования (включая предварительную подготовку образцов методами ИПД, а также переход к режиму структурной СП). Разработка такой модели необходима для совершенствования технологий сверхпластического формования конструкций сложной формы.

Даже в простых экспериментах с выходом в режим сверхпластического деформирования, реализуемых обычно одноосным растяжением, при умеренных температурах и/или относительно высоких скоростях деформации для многих сплавов наблюдается стадийность (ко-локолообразность) кривых растяжения. Последнее связано с действием и взаимодействием различных физических механизмов, сменой их ролей в ходе процесса, с эволюцией дефектной структуры материала [Мулюков и др., 2014; Шарифуллина и др., 2018; Трусов, Швейкин, 2019]. Ранее авторами на основе анализа многочисленных экспериментальных данных был предложен «сценарий» действия механизмов, реализующийся в материале при деформировании с переходом в режим сверхпластичности [Шарифуллина и др., 2018; Трусов и др., 2019; Shveykin et al., 2020].

В рамках данной статьи рассматривается один из отмеченных выше важных вопросов, связанный с детальным анализом влияния на механизмы СПД исходной структуры материала (в частности, формы и размеров зерен, доли высокоугловых границ, степени рекристалли-зованности структуры, наличия легирующих добавок, которые могут образовывать в материале различные фазы) на различных масштабах и ее изменения. Данной задаче и посвящен представленный в сжатой форме в настоящей статье аналитический обзор соответствующих экспериментальных работ по алюминиево-литие-вым сплавам. В первом разделе приведена информация о химическом составе, морфологической и дефектной структуре класса алюминиево-литиевых сплавов с целью выявления основных характеристик структуры, в частности, интерметаллидных фаз, которые могут оказывать значимое влияние на СПД. В остальных разделах систематизирована информация по одним из наиболее изученных к настоящему моменту сплавам 1420 и 1421: во втором разделе представлены данные о структуре сплавов перед испытанием на СПД (после ИПД); в третьем разделе – результаты анализа изменения структуры сплавов во время испытания на СПД и ее влияния на действующие механизмы.

1.    Об основных характеристиках структуры алюминиево-литиевых сплавов

Алюминиево-литиевые сплавы вызывают большой интерес у авиаконструкторов благодаря их улучшенным физико-механическим и эксплуатационным характеристикам – низкой плотности, повышенной жесткости, прочности, коррозионной и трещиностойкости, а также хорошей свариваемости [Мышляев и др., 2001; Фридлян-дер, 2002; Prasad et al., 2003; Грязнов и др., 2011; Ivanov, 2012; Khokhlatova et al., 2012; Prabu, Padmanabhan, 2014; Srivatsan et al., 2014; Venkatachalam et al., 2015; Антипов и др., 2017; Prasad et al., 2017; Dorin et al., 2018; El-Atu et al., 2018; Kablov et al., 2021; Liu et al., 2021; Корзникова и др., 2022]. К настоящему моменту разработаны три поколения таких сплавов (подробные обзоры приведены, например, в [Prabu, Padmanabhan, 2014; Антипов и др., 2017; Prasad et al., 2017; El-Atu et al., 2018; Kablov et al., 2021; Rasposienko et al., 2022]). К сплавам первого поколения относятся 1420, 1421 (зарубежный – 2020), второго поколения – 1430, 1440, 1441, 1450, 1460 (зарубежные – 2090, 2091, 8090), третьего поколения – 1461, 1469, 1480, 1481 (зарубежные – 2195, 2196, 2297, 2397, 2098, 2198, 2099, 2199, 2296, 2050, 2055, 2060, 2065, 2076). Такие материалы имеют матричную структуру [Кайбышев, 1984] и представляют собой близкие к однофазным многокомпонентные сплавы – твердые растворы, в которых суммарная доля легирующих добавок, как правило, не превышает 10 %. Во всех обозначенных сплавах содержится Li (его весовая доля может варьироваться от 0.7 до 2.7 %), есть добавки Cu (от 1 до 5 %) и/или Mg (от 0.1 до 6 %), переходные металлы Zr и/или Sc (порядка 0.1– 0.2 %, в сплаве 2020 содержался Cd), а также в той или иной концентрации могут присутствовать другие элементы, такие как Ag, Si, Fe, Mn, Zn [Prabu, Padmanabhan, 2014; Антипов и др., 2017; Prasad et al., 2017; Deschamps et al., 2017; El-Atu et al., 2018; Kablov et al., 2021]. Перечисленные компоненты имеют различную растворимость в Al, которая более значительна при высоких температурах и существенно понижается с уменьшением температуры. При охлаждении сплавов из твердого раствора могут выделяться различные интерметаллидные фазы по объему и границам зерен [Prasad et al., 2017; El-Atu et al., 2018], а при нагреве растворяться, что дает возможность с помощью термической обработки управлять структурой и свойствами таких сплавов.

В Al-Li-сплавах основными легирующими элементами в дополнение к Li являются Cu и Mg, в соответствии с чем выделяют следующие системы сплавов – Al-Mg-Li, Al-Cu-Li, Al-Cu-Li-Mg [El-Atu et al., 2018; Liu et al., 2021]. Соотношение массовых процентов элементов в сплавах может сильно влиять на типы выделяемых фаз и их долю, о чем подробнее пойдет речь ниже.

Эффект от добавки Li к Al является весьма значимым: при массовой доле в алюминиевом сплаве Li до 4 % каждый массовый процент Li снижает плотность сплава примерно на 3 % и увеличивает его модуль упругости (жесткость) приблизительно на 6 % за счет образования фазы δʹ (Al3Li) [Starke et al., 1981; Lavernia, Grant, 1987; Srivatsan et al., 2014; Prasad et al., 2017]. Фаза δʹ имеет высокий собственный модуль из-за своей упорядоченной природы, что способствует высокому значению модуля упругости сплава [Srivatsan et al., 2014].

Во всех Al-Li-сплавах, содержащих более 1 % Li, наблюдается указанная фаза δʹ [Starke et al., 1981; Колобнев, 2015; Rasposienko et al., 2022]. Фаза δʹ является ме-тастабильной с кубической структурой L1 2 [Starke et al., 1981; Kulkarni et al., 1989; Prasad et al., 2014; Betsofen et al., 2016; Rasposienko et al., 2022], выделяется, как правило, в виде однородно распределенных в объеме материала сферических частиц размером порядка 3–60 нм [Starke et al., 1981; Berbon et al., 1996; Furukawa et al., 1997; Furukawa et al., 1998; Lee et al., 1999; Kolobov et al., 2002; Yunusova et al., 2008; Иванов, Найденкин, 2009; Prasad et al., 2014; Антипов и др., 2019; Liu et al., 2022; Naidenkin et al., 2021; Rasposienko et al., 2022]. Частицы Al 3 Li полностью растворяются при температурах более 400^оС (673К) [Berbon et al., 1996; Furukawa et al., 1997; Furukawa et al., 1998]. Перечисленные характеристики связаны с тем, что Li имеет низкую энергию активации объемной диффузии в Al (66,4 КДж/моль; для сравнения у Mg 130,5 КДж/моль) и энергию активации самодиффу-зии в Al (200 КДж/моль) [Векман и др., 2013], а также близкий атомный диаметр с Al и более низкую температуру плавления, поэтому Li быстро диффундирует в решетке Al с образованием мелких однородно распределенных по объему частиц Al 3 Li [Naidenkin et al., 2021].

Частицы Al 3 Li когерентны основной алюминиевой матрице [Berbon et al., 1996; Kolobov et al., 2002; Prasad et al., 2014; Liu et al., 2022; Rasposienko et al., 2022], электронно-микроскопические исследования не показали заметных полей упругих напряжений вокруг частиц Al 3 Li, поэтому эту фазу считают «мягкой» (легко деформируемой) [Распосиенко, 2017]. В [Prasad et al., 2014; Распоси-енко, 2017; Liu et al., 2022] отмечается, что частицы Al 3 Li когерентны вплоть до размеров порядка 150–300 нм, что связано с очень малым несоответствием решеток частиц и Al. При взаимодействии когерентных частиц с дислокациями последние перерезают их, в результате скольжение становится более планарным, локализованным и неоднородным [Новиков, 1975; Prasad et al., 2003; Apps et al., 2005; De et al., 2011; Venkatachalam et al., 2015; Yu et al., 2018; Wang et al., 2019]. С этим связывают одну из возможных причин ухудшения пластичности и склонности к разрушению, поскольку локализация может приводить к растрескиванию в интенсивных полосах скольжения [Starke et al., 1981], поэтому полагается, что наличие большой доли фазы δʹ в материале неблагоприятно [Deschamps et al., 2013; Liu et al., 2021].

Также в Al-Li-сплавах может образовываться равновесная стабильная фаза δ (AlLi) [Starke et al., 1981; De et al., 2011; Prasad et al., 2014; Venkatachalam et al., 2015;

Rasposienko et al., 2022; Liu et al., 2022]. Частицы этой фазы достаточно крупные (порядка 0.3 мкм [Prasad et al., 2014]) со сферической или пластинчатой формой [Rasposienko et al., 2022], имеют кубическую структуру решетки типа NaCl [Kulkarni et al., 1989]. Они выделяются на границах зерен [Starke et al., 1981; De et al., 2011; Venkatachalam et al., 2015; Liu et al., 2022], однако в [Prasad et al., 2014] уточняется, что при низких температурах могут зарождаться еще и на скоплениях решеточных дислокаций. Наиболее вероятным механизмом появления и разрастания фазы δ связывают с укрупнением и в конечном счете исчезновением частиц Al 3 Li фазы δʹ (т.е. происходит трансформация фазы δʹ в δ), что приводит к формированию вблизи границ обедненных Li областей [Starke et al., 1981; Liu et al., 2022]. Трактовать данный процесс можно следующим образом. При многократном перерезании дислокациями частиц Al 3 Li отделяются атомы Li, скорость диффузии которых в матрице Al высока, а направление задается теми же движущимися дислокациями – в результате атомы Li постепенно перемещаются к границе, образуя вблизи них неоднородные скопления. Это приводит к укрупнению расположенных вблизи границ частиц Al 3 Li, которые после достижения размеров порядка 0.3 мкм теряют когерентность и трансформируются в фазу δ (AlLi) с ее выделением по границам. В результате около границ образуются обедненные Li области. Эти области более «слабые» и становятся местами преимущественного скольжения, приводящего к неоднородности деформации и возможным высоким концентрациям напряжений в тройных стыках [Starke et al., 1981]. В пределах обедненных Li зон между зернами могут зарождаться и распространяться трещины. Это приводит к ухудшению механических и коррозионных свойств [Prasad et al., 2017; Rasposienko et al., 2022], поэтому фазу δ в сплавах стараются свести к минимуму. Последнее, вероятно, возможно осуществить за счет обработки материала при невысоких температурах, поскольку в [Davydov et al., 2000; Deschamps et al., 2012] отмечается существенная роль фазы δ (AlLi) только при высоких температурах и длительных временах старения. Также добавление в сплав других элементов с выделением различных фаз, возможно, будет способствовать уменьшению локализации скольжения, вызванной частицами Al 3 Li, и, как следствие, снижению вероятности их скопления, укрупнения с последующим образованием фазы δ.

При легировании Al-Li сплавов Cu и Mg образуется гораздо больше различных фаз [Prasad et al., 2014; El-Atu et al., 2018], которые могут быть эффективны для повышения предела текучести (прочности) при низких температурах эксплуатации, а также для минимизации обозначенных выше негативных влияний.

В сплавах системы Al-Li-Cu помимо фаз δʹ (Al 3 Li) или δ (AlLi) могут наблюдаться следующие: стабильные фазы Т 1 (Al 2 CuLi), Т 2 (Al 6 CuLi 3 ), θ(Al₂Cu) и метаста-бильные фазы Т B (Al 7.5 Cu 4 Li), θ ′′ (Al₃Cu) , θ ′ (Al₂Cu)

[Kulkarni et al., 1989; De et al., 2011; Prasad et al., 2014; Колобнев, 2015; El-Atu et al., 2018; Liu et al., 2021; Liu et al., 2022]. Частицы Al 2 CuLi Т 1 -фазы имеют гексагональную структуру и пластинчатую форму [Kulkarni et al., 1989; Prasad et al., 2014; Liu et al., 2022], образуются неоднородно на дислокациях и границах субзерен, высокая доля этой фазы препятствует росту фазы δʹ (Al 3 Li) [Kulkarni et al., 1989]. Частицы Al 6 CuLi 3 Т 2 -фазы также являются пластинчатыми, имеют икосаэдрическую симметрию [Prasad et al., 2014; Liu et al., 2022] и обычно зарождаются на границах зерен [Kulkarni et al., 1989]. Фаза Т 1 является наиболее эффективной упрочняющей фазой, во многих случаях в сплавах увеличение доли этой фазы влечет за собой возрастание предела текучести по сравнению с другими фазами [Liu et al., 2021] (к примеру, упрочнение за счет Т 1 -фазы может быть в 2–10 раз больше, чем за счет δʹ (Al 3 Li) [Колобнев, 2015]). Стабильная фаза θ (Al₂Cu) когерентна с решеткой Al, ее метастабильные фазы θʺ, θʹ частично когерентны и имеют форму круглых дисков [De et al., 2011; Liu et al., 2022]. В [Prasad et al., 2014] отмечается, что частицы Al₂Cu θʹ-фазы дают наибольшее упрочнение по сравнению с θ-фазой.

В сплавах системы Al-Li-Mg основными фазами считаются δʹ (Al 3 Li) и T (Al 2 MgLi) [De et al., 2011; Prasad et al., 2014; El-Atu et al., 2018]. Частицы T-фазы имеют кубическую симметрию, являются крупными и мало влияют на механические свойства сплава, однако наличие обедненных выделениями зон вблизи частиц может привести к ухудшению пластичности [Kulkarni et al., 1989]. Предотвращение образования этой фазы приводит к улучшению свойств сплава.

В сплавах системы Al-Li-Cu-Mg процесс выделения фаз аналогичен тому, как это происходит в тройных сплавах систем Al-Li-Cu и Al-Li-Mg [De et al., 2011]. Замена некоторой доли Cu на Mg выгодна с точки зрения уменьшения плотности сплава, а также способствует выделению метастабильной фазы Sʹ (Al 2 CuMg), которая влияет на образование фазы Т 1 (Al 2 CuLi): имеет место «конкуренция» между фазами за доступные атомы Cu в матрице и центры зародышеобразования [Prasad et al., 2014]. Частицы Al 2 CuMg Sʹ-фазы имеют орторомбическую структуру и форму прутков, являются частично когерентными с решеткой Al, зарождаются неоднородно вдоль решеточных дислокаций, границ и других дефектов [Prasad et al., 2014; Колобнев, 2015]. Частицы этой фазы препятствуют развитию локализованного (планарного) скольжения, поскольку дислокации не перерезают их, а огибают [Колобнев, 2015]. Частицы, расположенные вблизи границ, способствуют уменьшению или устранению обедненных выделениями зон, что предотвращает преждевременное разрушение и повышает прочность сплавов [El-Atu et al., 2018].

На образование всех перечисленных выше фаз в AlLi сплавах влияет соотношение массовых долей легирующих элементов. В Al-Li-Cu сплавах в зависимости от содержания Li могут преобладать разные фазы [De et al.,

2011]: при низкой доле Li (порядка 1 %) θ ′ (Al₂Cu) , Т 1 (Al 2 CuLi) и Т B (Al 7.5 Cu 4 Li) являются основными упрочняющими фазами; при более высокой доле Li (порядка 2 %) фаза δʹ (Al 3 Li) становится преобладающей [Liu et al., 2021], а также наблюдаются фазы θ ′ (Al₂Cu) и Т 1 (Al 2 CuLi). Добавка Mg способствует образованию частиц Al 3 Li фазы δʹ, поскольку уменьшает растворимость Li в Al [Prasad et al., 2014]. Кроме того, в Al-Li-Cu-Mg сплавах Mg способствует выделению фазы Т 1 (Al 2 CuLi): даже незначительное содержание Mg (порядка 0.1–0.2 %) в сплаве ускоряет выделение фазы Т 1 и, следовательно, повышает упрочнение; однако отмечается, что этот эффект менее выражен при более высокой концентрации Mg (порядка 0.35 %), а при большой концентрации Mg (порядка 1.1 %), наоборот, – замедляет выделение фазы Т 1 . Высокое содержание Cu и Li по отношению к Mg приводит к преобладанию фазы Т 1 (Al 2 CuLi), тогда как большая доля Cu и Mg, по сравнению с Li, способствует образованию по преимуществу фазы Sʹ (Al 2 CuMg) [Prasad et al., 2014]. Также приводятся зависимости образования фаз от соотношения Cu:Mg [Prasad et al., 2014] и Cu:Li [De et al., 2011]. В сплавах с высоким содержанием Cu наблюдается фаза θ (Al₂Cu ); когда соотношение Cu:Mg меньше 3:1 – фаза S (Al 2 CuMg, стабильная); когда соотношение Cu:Mg превышает 3:1 – фаза Т 1 (Al 2 CuLi). В случае, когда соотношение Cu:Li < 1.5 фазы Sʹ (Al 2 CuMg, метастабильная), Т 1 (Al 2 CuLi) и δʹ (Al 3 Li) являются основными фазами, при соотношении Cu:Li > > (2–3) наблюдаются фазы Sʹ (Al 2 CuMg) и Т 1 (Al 2 CuLi).

Микролегирование Al-Li сплавов небольшими добавками переходных элементов Zr и/или Sc повышает их прочность, ударную вязкость, коррозионную стойкость (как и при добавках Li, Cu, Mg), а также термическую стабильность за счет образования в них дисперсоидов метастабильной фазы β′(Al3Zr/Al3Sc) со структурой L12 [Kulkarni et al., 1989; Kumar et al., 1994; Berbon et al., 1996; Lee et al., 1999; Мышляев и др., 2001; Колобнев, 2002; Kolobov et al., 2004; Mogucheva et al., 2008; Иванов, Найденкин, 2009; Prasad et al., 2014; Колобнев, 2015; Venkatachalam et al., 2015; Wang et al., 2019]. Частицы Al3Zr, как правило, сферические, имеют размеры порядка 5–60 нм и могут располагаться как внутри зерен, так и по границам [Lee et al., 1999; Yunusova et al., 2008; Иванов, Найденкин, 2009; Prasad et al., 2014; Naydenkin et al., 2021]. Частицы Al3Zr зачастую имеют неоднородное распределение и с большей плотностью появляются вдоль границ субзерен/зерен, дислокационных клубков и прочих дислокационных скоплений [Prasad et al., 2014]. Частицы Al3Zr могут быть стабильны вплоть до температур 475–600оС [Berbon et al., 1996; Berbon et al., 1998; Furukawa et al., 1997; Horita et al., 1997; Furukawa et al., 1998; Prasad et al., 2014; Li et al., 2014], что связано с более высокой температурой плавления Zr по сравнению с Al. Небольшое укрупнение частиц может происходить при температурах порядка 450 °С при длительных временах термообработки [Prasad et al., 2014]. Хорошая стабильность этих частиц связана с низкой растворимостью Zr в Al, небольшим несоответствием решеток частиц и Al, а также медленной скоростью диффузии Zr в Al [Prasad et al., 2014]. Частицы β′(Al3Zr/Al3Sc) не перерезаются дислокациями и способствуют снижению локализации деформации [Колобнев, 2015] (планарного скольжения, вызванного перерезанием частиц Al3Li). Частицы βʹ-фазы также могут способствовать улучшению физико-механических свойств материала посредством зернограничного упрочнения, упрочнения за счет частиц и взаимодействия дислокаций друг с другом [Wang et al., 2019]. Однако в [Prasad et al., 2014] отмечается, что объемная доля βʹ-фазы гораздо меньше по сравнению с δʹ фазой, поскольку Zr является небольшой и второстепенной легирующей добавкой, в основном влияющей на процессы рекристаллизации, а не на упрочнение. Поэтому важная роль частиц βʹ-фазы заключается в торможении движения границ зерен (pinning effect) [Prasad et al., 2014; Колобнев, 2015]. Также отмечается, что движущиеся границы не перерезают частицы, а полностью охватывают их [Prasad et al., 2014].

Таким образом, в Al-Li сплавах в зависимости от соотношения легирующих элементов формируются различные фазы, которые могут оказывать значимое влияние на физико-механические и эксплуатационные характеристики материала. В следующем разделе будут приведены результаты анализа экспериментальных данных о структуре сплавов 1420 и 1421 (системы Al-Li-Mg, наиболее изученного на настоящий момент класса Al-Li сплавов) перед испытанием на СПД.

• 2.    Химический состав, морфологическая и дефектная структура сплавов 1420 и 1421 перед испытанием на сверхпластическое деформирование (после предварительной подготовки методами интенсивной пластической деформации)

Одним из важных факторов, влияющих на реализацию СП в диапазоне умеренных температур (менее 0,7Tm) и повышенных скоростей от 10–2 с–1, как уже отмечалось во введении, является наличие в материале уль-трамелкозернистой структуры (порядка 1–5 мкм и менее). Для формирования и сохранения такой структуры в сплавах требуется первичная рекристаллизация, в ходе которой происходит измельчение зерен, при этом должны быть подавлены процессы вторичной (собирательной) рекристаллизации [Кайбышев, 1984]. Эффективным способом является подбор такого рационального состава сплава, в котором с помощью ИПД реализуется рекристаллизация за счет крупных (порядка 1–4 мкм) частиц второй фазы (вблизи них возникают дополнительные центры рекристаллизации) и при этом выделяются мелкие частицы-дисперсоиды, ограничивающие рост образующихся мелких зерен во время ИПД и впоследствии при СПД [Котов, 2013]. В данном разделе рассмотрим подробнее закономерности формирования структуры после ИПД на примере сплавов 1420 и 1421 системы Al-Li-Mg.

В составе сплава 1420 в качестве основных элементов содержатся Mg, Li и Zr; сплав 1421 является его модификацией и дополнительно легирован Sc (табл. 1 и табл. 2). Согласно [Кайбышев, 1984; Markushev, Mu-rashkin, 1999], заготовки из сплава 1420 могут подвергаться формованию при высокой температуре без специальной подготовки структуры: приводятся данные, что в крупнозернистом состоянии этот сплав демонстрирует удлинения до 220 % при 723К и скорости 4ˑ10–4 с–1, в более поздних работах [Myshlyaev et al., 2011; Грязнов и др., 2011] сообщается о 900 % удлинений при 673К и скорости 3ˑ10–3 с–1 для литого материала с размером зерен 20 мкм, при этом в обоих случаях параметр скоростной чувствительности не превышает 0.3. В образцах с мелкозернистой структурой (5–10 мкм), подготовленной, как правило, высокотемпературной прокаткой с высокой степенью обжатия, максимальные удлинения могут составлять от 700 до более 2000 % в диапазоне температур 673–800 К и скоростей 4ˑ10–4–3ˑ10–3 с–1, параметр скоростной чувствительности в данном случае уже лежит в интервале 0.5–0.7, характерном для СП [Кайбышев, 1984; Myshlyaev et al., 2011; Грязнов и др., 2011; Ye et al., 2009; Li et al., 2014]. В ряде работ, например, [Rabinovich et al., 1997; Mishra et al., 2001; Valiev et al., 2001; Valiev et al., 2004; Myshlyaev et al., 2011; Грязнов и др., 2011] приведены результаты исследований сплавов 1420 и 1421 с нанокристаллической структурой, подготовленной с помощью кручения под давлением или РКУП при невысоких температурах: размер зерен в таких материалах может составлять 100–300 нм и менее, наибольшие удлинения могут достигать значений от 400 до 1500 % при скоростях порядка 10–2–10–1 с–1 и температурах 523–673 К. Однако параметр скоростной чувствительности, как и в случае крупнозернистой структуры, имеет небольшие значения, а напряжения течения и скорость упрочнения гораздо выше [Mishra et al., 2001]. В [Valiev et al., 2001] предполагается, что при размере зерен 100–300 нм и менее может происходить ухудшение сверхпластических свойств из-за смены механизмов деформирования. Поэтому, хотя и отчетливо видна положительная тенденция с точки зрения сохранения хороших показателей удлинения при существенном увеличении скорости деформации и уменьшении температуры, остаются вопросы о перспективности использования таких материалов в реальных технологических процессах для изготовления изделий и их эксплуатации, что требует дальнейшего более детального изучения структуры, свойств и механизмов деформирования.

Авторами настоящей статьи было найдено большое количество публикаций об исследованиях (в том числе продолжающихся в настоящее время), посвященных подготовке в сплавах 1420 и 1421 ультрамелкозернистой структуры с размером зерен порядка 1 мкм методом РКУП (основные характеристики сведены в табл. 1 и 2).

Рассматриваются различные маршруты РКУП: преимущественно маршрут В С (с поворотом образца на 90° в одном направлении после каждого прохода), в некоторых работах – маршрут А (без поворота образца между проходами) и С (с поворотом образца на 180° после каждого прохода). Ниже представлены результаты анализа работ (см. табл. 1 и 2) с вариантом систематизации данных и выявления основных закономерностей формирования структуры к СПД с помощью РКУП.

Структура сплава 1420, подготовленная первым способом (нумерация подходов приведена в табл. 1), неоднородна – наблюдаются области из зерен с высокоугловыми границами и из субзерен с малоугловыми границами, при этом средний размер зерен и субзерен одинаков и составляет 1.2 мкм [Berbon et al., 1996; Horita et al., 1997; Berbon et al., 1998; Furukawa et al., 1998]. Субзерна, как правило, находились в областях, имеющих диаметр порядка 10–20 мкм [Furukawa et al., 1997] (по-видимому, указывая на это, авторы обозначают относительно крупные родительские для субзерен зерна). Границы зерен определены четко и предполагается, что они близки к равновесному состоянию (являются низкодефектными), поскольку температура РКУП достаточна высока (673 К) и способствует релаксации возникающих при обработке высоких внутренних напряжений [Furukawa et al., 1997]. В исходных горячекатаных заготовках (перед РКУП) были обнаружены крупные частицы Al 3 Li; в процессе РКУП при 673К они растворяются (это следует из фазовой диаграммы бинарного AlLi сплава, исходя из которой 2,2 % Li находится в Al матрице при 673 К), затем при охлаждении при комнатной температуре образуется метастабильная фаза δʹ той же структуры Al 3 Li [Berbon et al., 1996; Furukawa et al., 1997], но частицы которой являются очень мелкими и распределены однородно в материале. Также в сплаве наблюдаются мелкие частицы метастабильной фазы β ′ (Al 3 Zr), с которыми связывают хорошую стабильность зеренной структуры при статическом отжиге образцов после РКУП вплоть до температуры 650К [Berbon et al., 1996; Furukawa et al., 1997; Horita et al., 1997; Berbon et al., 1998]. Исследование структуры образцов после трехчасовой термической обработки при 673 К, последующей закалки в воду и старения при 448 К в течение 300 ч показало, что при длительных временах старения наблюдается рост частиц δʹ (Al 3 Li), некоторые из них трансформируются в фазу δ (AlLi), которая вместе с фазой T (Al 2 MgLi) располагается вдоль границ зерен и внутри зерен, вокруг этих фаз образуются обедненные выделениями области [Horita et al., 1997; Furukawa et al., 1998].

Структура, подготовленная вторым способом (см. табл. 1) [Lee et al., 1999], более однородна, зерна имеют равноосную форму, и их средний размер составляет 1,3 мкм. Наблюдается относительно небольшая плотность дислокаций как внутри зерен, так и вдоль границ (границы, как и в предыдущем случае, близки к равновесному состоянию). Внутри зерен присутствуют мелкие частицы Al3Zr. Также обнаружены однородно распределенные очень мелкие частицы Al3Li размером порядка 5 нм. Дополнительные 4 прохода РКУП при более низкой температуре 473К (см. табл. 1, способ 3) [Lee et al., 1999] позволяют получить равноосную структуру с меньшим размером зерен – 0.8 мкм – с более высокой плотностью дислокаций в зернах и границах (т.е. последние являются неравновесными). Вероятно, при такой температуре идет и процесс фрагментации. Внутри зерен также наблюдаются мелкие частицы Al3Zr, однородно распределенные очень мелкие частицы Al3Li имеют размер порядка 3 нм. Авторы [Lee et al., 1999] отмечают, что меньший размер частиц Al3Li (3 нм), по сравнению с полученным при втором способе (5 нм), может быть следствием более низкой температуры РКУП (473 К) финальных четырех проходов, которая способствует вторичному выделению частиц.

Четвертый способ подготовки (см. табл. 1) аналогичен третьему, но осуществляется по другому маршруту (маршруту А – без поворота образца между проходами) [Valiev et al., 1997; Berbon et al., 1998]. Итоговая структура имеет сходные характеристики, но размер зерен больше и составляет 1.2 мкм (вместо 0.8 мкм). Полагается, что это связано с более медленной эволюцией структуры по сравнению с обработкой по маршруту В С . В последнем случае создаются оптимальные условия прессования – осуществляются множественные сдвиги по различным системам скольжения, ведущим к более интенсивному измельчению зерен, в результате структура эволюционирует быстрее [Furukawa et al., 1998; Valiev, Langdon, 2006].

С помощью пятого способа подготовки (см. табл. 1) [Kolobov et al., 2002; Kolobov et al., 2004; Naydenkin et al., 2014; Naydenkin, Ivanov, 2014; Naydenkin et al., 2021] получена равноосная структура со средним размером зерен около 1 мкм с преобладанием высокоугловых границ, плотность дислокаций составляет порядка 10⁹ см^-2. В исходных горячекатаных заготовках (перед РКУП) были обнаружены частицы Al 3 Li и Al 3 Zr размером 30–50 нм внутри зерен и на границах, а также, в отличие от всех предыдущих способов, сферические частицы фазы Т (Al 2 MgLi) размером 0.3–0.7 мкм, расположенные преимущественно вдоль границ зерен (в разделе 1 настоящей статьи обсуждался вопрос об их возможном негативном влиянии на показатели пластичности). Перед РКУП описанные выше образцы были нагреты при 773 K в течение 30 мин с последующей закалкой в воду, что привело к некоторому уменьшению количества и объемной доли частиц Al 2 MgLi вдоль границ [Kolobov et al., 2002]. После РКУП размер всех частиц уменьшается: Al 2 MgLi – до 0.26 ± 0.15 мкм (от исходного 0.3–0.7 мкм), Al 3 Li и Al 3 Zr – до 20–40 нм (от 30–50 нм); объемная доля частиц Al 2 MgLi повышается, и они также преимущественно распределяются по границам зерен, мелкие частицы распределены в материале более однородно по сравнению с исходным состоянием [Kolobov et al., 2002; Kolobov et al., 2004; Naydenkin et al., 2021].

В [Naydenkin et al., 2014; Naydenkin, Ivanov, 2014; Naydenkin et al., 2021] приведены результаты более детального исследования эволюции структуры материала, включая крупные частицы фазы Т (Al 2 MgLi). Авторы статьи [Naydenkin et al., 2021] объясняют их наличие низкой скоростью охлаждения на воздухе после РКУП, для подавления образования этих частиц скорость охлаждения должна быть более 12^оK/с. Возможно, наличие / отсутствие частиц Т-фазы связано с температурой РКУП: про эту фазу не упоминается только в тех работах, в которых образцы обрабатывали с помощью РКУП при более высокой температуре 673 К (см. табл. 1, способы 1– 4), во всех остальных случаях температура РКУП ниже. Объемная доля фазы Т (Al 2 MgLi) составляет около 3 %. В структуре определено два типа частиц Al 2 MgLi, что связано с сегрегацией Mg по границам зерен или у дефектов кристаллической решетки, например, дислокаций. Частицы первого типа являются равновесными, имеют кубическую решетку, по форме кубовидные, их размер составляет 0.1–0.3 мкм, а объемная доля – около 1 %, располагаются в объеме более крупных зерен в местах скопления дислокаций [Naydenkin et al., 2014; Naydenkin, Ivanov, 2014; Naydenkin et al., 2021]. Растворение этих частиц происходит в диапазоне температур 648–698 К. Частицы второго типа имеют чуть больший размер 0.3–0.5 мкм и выделяются на границах зерен, объемная доля этого типа частиц составляет порядка 2 % [Naydenkin et al., 2014; Naydenkin, Ivanov, 2014; Naydenkin et al., 2021]. Растворение частиц второго типа осуществляется при более высоких температурах 748– 773 К. Изучение сформированной с помощью РКУП структуры при отжиге показало ее стабильность вплоть до 650К, при достижении этой температуры происходит растворение частиц Al 2 MgLi первого типа, что сопровождается увеличением содержания отдельных атомов Mg в твердом растворе. Далее с повышением температуры осуществляется сегрегация атомов Mg к границам с последующим увеличением размера и объемной доли частиц Al 2 MgLi второго типа вдоль границ, при температурах порядка 700 К осуществляется рекристаллизация.

Шестой способ подготовки (см. табл. 1) [Valiev et al., 2001; Valiev et al., 2004; Islamgaliev et al., 2006] аналогичен пятому, структура также получается сходная по основным характеристикам – средний размер зерен близок к 1 мкм, преобладают высокоугловые границы, наблюдаются частицы AlLi и Al2MgLi, однако размер последних составляет 0,3–0,4 мкм, а объемная доля – 10–20 % (что значительно превышает объемную долю, наблюдаемую в предыдущем случае, – 3 %). Последнее означает, что исходные заготовки перед РКУП в пятом и шестом способах имели разную структуру. В [Valiev et al., 2001] отмечается, что структура, состоящая из мелких зерен порядка 1 мкм и крупных частиц, напоминает двухфазную дуплексную структуру, которая благоприятна для СП. Также была проанализирована структура материала после РКУП, проведенного при разных температурах 643, 673 и 693 К: с ростом температуры размер зерен увеличивается до 2–2.5 мкм, при температуре 693 К в структуре не наблюдается частиц AlLi и Al2MgLi.

Еще один вариант структуры (см. табл. 1, способ 7) [Мышляев и др., 2001; Мазилкин и др., 2004; Myshlyaev et al., 2005; Mazilkin, Myshlyaev, 2006; Myshlyaev et al., 2006; Myshlyaev et al., 2010; Myshlyaev et al., 2020; Myshlyaev et al., 2022; Корзникова и др., 2022; Myshlyaev et al., 2023] образуется при тех же условиях обработки, как при пятом и шестом способах, но из других исходных заготовок. Формируется структура с большой долей высокоугловых границ, с равноосной формой зерен и их бимодальным распределением по размерам [Корзникова и др., 2022]. Средний размер зерен составляет порядка 1.5–3 мкм: в [Мышляев и др., 2001; Myshlyaev et al., 2020; Myshlyaev et al., 2022] сообщается о среднем размере зерна 3 мкм, в [Мазилкин и др., 2004; Myshlyaev et al., 2005; Myshlyaev et al., 2006; Корзникова и др., 2022; Myshlyaev et al., 2023] приводятся оценки среднего размера зерен в 1.5 мкм. Отмечается, что размер зерен варьируется от 0.5 до 5 мкм, иногда встречаются более крупные зерна размером до 8–15 мкм [Мышляев и др., 2001; Myshlyaev et al., 2005; Myshlyaev et al., 2006; Корзникова и др., 2022]. Внутри зерен наблюдается развитая субструктура, состоящая из отдельных дислокаций, скоплений дислокаций и дислокационных субграниц. Средняя плотность дислокаций составляет около 10⁹ см^–2. В структуре обнаружены выделения интерметаллидных фаз Al 3 Li, Al 3 Zr, Al 2 LiMg. В [Мазилкин и др., 2004; Myshlyaev et al., 2005; Mazilkin, Myshlyaev, 2006] отмечается, что фаза Al 2 LiMg выделяется в виде колоний размером 0.2–0.3 мкм, состоящих из случайно ориентированных крошечных кристалликов Al 2 LiMg размером около 25 нм. Такие колонии располагаются на границах, в тройных стыках и также внутри зерен. Предполагается, что материал в области между кристалликами является обедненным твердым раствором Li и Mg в алюминиевой матрице. Рентгеноструктурный анализ показывает, что доля фазы Al 2 LiMg составляет менее 1 %.

Отжиг подготовленных с помощью РКУП таким способом образцов показал, что в диапазоне температур 423–623 К в течение первого часа отжига происходит уменьшение среднего размера зерен, что авторы статьи [Mazilkin, Myshlyaev, 2006] связывают с образованием новых границ из субграниц. При последующих двух часах отжига размер зерен немного увеличивается, но практически не превышает исходный, при этом сохраняется равноосность структуры. При температуре 723 К наблюдается значительный рост зерен: в структуре встречаются большие рекристаллизованные зерна и близкие по размеру к исходным. Такое поведение связано с изменением фазового состава при более высокой температуре: уже не наблюдаются включения частиц Al2LiMg (в соответствии с ранее приведенной информацией из [Naydenkin et al., 2014; Naydenkin, Ivanov, 2014; Naydenkin et al., 2021] они растворяются при 648–773 К), вместо них обнаружены сферические частицы фазы δ (AlLi) размером 0.5–1.5 мкм. Полагается, что образование последних связано с трансформацией частиц Al3Li в AlLi, которая происходит при температурах порядка 630 К.

При восьмом режиме подготовки (см. табл. 1) [Myshlyaev et al., 2006] структура также состоит из зерен и субзерен, но их размер меньше. Это обусловлено более низкой температурой РКУП. Размер зерен варьируется от 250 нм до 2 мкм (иногда могут встречаться более крупные зерна), размер субзерен может меняться от 80 до 700 нм в зависимости от размера зерен, мелкие зерна не содержат субзерен. Как и в предыдущем случае, в материале наблюдаются частицы интерметаллидных фаз Al 3 Li, Al 3 Zr, Al 2 LiMg.

Для девятого способа подготовки структуры (см. табл. 1) [Myshlyaev et al., 2011; Грязнов и др., 2011] информация о структуре не представлена.

Для сплава 1421 (см. табл. 2, способы 1–7) [Kolobov et al., 2002; Islamgaliev et al., 2003; Kolobov et al., 2004; Valiev et al., 2004; Kaibyshev et al., 2005; Islamgaliev et al., 2006; Naydenkin et al., 2006; Islamgaliev et al., 2007; Yunusova et al., 2007; Mogucheva, Kaibyshev, 2008; Yunusova et al., 2008; Islamgaliev et al., 2009; Kaibyshev et al., 2010; Kaibyshev, 2016] все основные характеристики структуры и закономерности ее образования сходны со сплавом 1420. После РКУП формируется структура с мелкими равноосными зернами порядка 1 мкм, большой долей высокоугловых границ и мелкими частицами фаз Al 3 Li, Al 3 Zr размером 20–60 нм, а также более крупными частицами Al 2 LiMg и/или AlLi. Дополнительно в сплаве 1421 наблюдаются мелкие частицы Al 3 Sc, которые совместно с Al 3 Zr и большой долей высокоугловых границ обеспечивают устойчивость ультрамелкозернистой структуры при статическом отжиге при температурах СПД [Kolobov et al., 2002; Mogucheva, Kaibyshev, 2008; Kaibyshev, 2016]. В [Kaibyshev et al., 2005] приводится информация о сильной корреляции между долей высокоугловых границ и стабильностью структуры при отжиге: если их доля составляет менее 62 %, то структура эволюцинирует неоднородно и проявляет нестабильность, при доле более 62 % в процессе отжига структура достаточно стабильна и не наблюдается большого роста зерен.

Было исследовано несколько режимов РКУП при разном количестве проходов и температуре (см. табл. 2, способы 1–3) [Kaibyshev et al., 2005; Kaibyshev, 2016]. После первого режима РКУП формируется неоднородная структура – равноосные зерна со средним размером 0.6 мкм чередуются с удлиненными субзернами с размером 0.7 мкм в продольном направлении, плотность дислокаций в субзернах достигает 1.4ˑ1014 м–2. Несмотря на то, что доля высокоугловых границ составляет порядка 60 %, доля полностью окруженных высокоугловыми границами зерен не так велика. После обработки по второму и третьему режиму РКУП структура становится почти полностью рекристаллизованной с преобладанием высокоугловых границ (их доля составляет 90 и 92 % соответственно), состояние которых близко к равно- весному. Повышение температуры РКУП с 598 К до 673 К приводит к увеличению среднего размера зерен с 0.8 до 2.6 мкм и уменьшению плотности дислокаций с 7ˑ1012 до 1011 м–2.

Четвертый, пятый и шестой способы РКУП с последующей прокаткой (см. табл. 2) [Islamgaliev et al., 2003; Valiev et al., 2004; Islamgaliev et al., 2006; Islamgaliev et al., 2007; Yunusova et al., 2007; Yunusova et al., 2008; Mo-gucheva, Kaibyshev, 2008; Islamgaliev et al., 2009; Kaiby-shev et al., 2010] позволяют получать листовые заготовки. После 8 проходов РКУП при 598К по маршруту С [Mogucheva, Kaibyshev, 2008; Kaibyshev et al., 2010] формируется практически полностью рекристаллизованная структура со средним размером зерен 1.7 мкм, доля рекристаллизованных зерен составляет 85 % (из них только 43 % полностью окружены большеугловыми границами), средняя плотность дислокаций в зернах равна 6ˑ1014 м–2, доля большеугловых границ составляет примерно 80 %. После прокатки при той же температуре структура становится более однородной, плотность дислокаций увеличивается до 6ˑ1015 м–2, средний размер зерен равен 1.6 мкм, доля полностью окруженных высокоугловыми границами зерен равна 51 %, доля высокоугловых границ достигает 90 %. В [Mogucheva, Kaibyshev, 2008] отмечается, что полученная с помощью данного способа подготовки доля высокоугловых границ такая же, как и в сплаве, обработанном во втором режиме, – при 16 проходах РКУП при той же температуре (см. табл. 2). Также различаются средние размеры зерен, что, вероятно, связано с разной исходной структурой заготовок перед РКУП и разными маршрутами. В других исследованиях [Islamgaliev et al., 2007; Yunusova et al., 2007; Yunusova et al., 2008; Islam-galiev et al., 2009] (см. табл. 2, способ 5 и 6) также подтверждается, что после прокатки ультрамелкозер-нистая структура в материале сохраняется.

Таким образом, в сплавах 1420 и 1421 после РКУП возможно формирование полностью или частично рекристаллизованной ультрамелкозернистой структуры (в некоторых работах, например, [Мазилкин и др., 2004; Грязнов и др., 2011] частично рекристаллизованную структуру с наличием субзерен и субграниц называют субмикрокристаллической). При этом при невысоких температурах РКУП образуются неравновесные большеугловые границы, которые характеризуются повышенным свободным объемом (повышенной плотностью зернограничных дислокаций), при больших температурах РКУП границы, наоборот, близки к равновесным, поскольку уменьшается их избыточный свободный объем (дефектность) за счет процессов возврата и рекристаллизации. Вследствие интенсивных пластических сдвигов, реализуемых в процессе РКУП, в материале появляется большое количество дислокаций, их подвижность ограничена из-за наличия в зернах и на границах частиц различных интерметаллидных фаз, что приводит к упрочнению – затрудняются процессы возврата и рекристаллизации, поэтому требуются последующие проходы для формирования в сплаве однородной ультрамелкозерни-стой микроструктуры. Анализ работ показал, что четырех проходов РКУП недостаточно для достижения в сплавах стабильной однородной микроструктуры, требуется как минимум 8 проходов. При этом стабильность структуры характеризуется не только мелким размером зерна, но и преобладающей долей высокоугловых границ, а также наличием частиц. В структуре сплавов присутствуют мелкие частицы Al3Li, Al3Zr и Al3Sc (последние содержатся только в сплаве 1421). После РКУП частицы Al3Li распределены однородно в материале, частицы Al3Zr и Al3Sc имеют менее однородное распределение и, вероятно, с большей плотностью располагаются на различных дефектах преимущественно в нере-кристаллизованных зернах и на границах. Крупные частицы Al2LiMg (и/или AlLi) могут наблюдаться вдоль границ, а также встречаться внутри зерен у скоплений дефектов.

В следующем разделе приведены результаты анализа экспериментальных данных о структуре сплавов 1420 и 1421 системы Al-Li-Mg во время испытания на СПД и ее влиянии на действующие механизмы деформирования.

Таблица 1

Характеристики сплава 1420

Table 1

1420 alloy characteristics

Номер способа подготовки к СПД	Состав сплава (в массовых процентах)	Способ подготовки к СПД методом РКУП: маршрут / кол-во проходов / температура, К	Средний размер зерна перед СПД, мкм	Максимальное удлинение до разрушения, % / Т, К / скорость деформирования, с–1	Источник
1	Al-5.5Mg-2.2Li-0.12Zr	А / 4 / 673	1.2	550 / 603/ 3.3ˑ10–3	[Berbon et al., 1996; Berbon et al., 1998; Furukawa et al., 1997; Horita et al., 1997; Valiev et al., 1997; Furukawa et al., 1998; Lee et al., 1999]
2		B с / 8 / 673	1.3	1200 / 673/ 10–2
3		B с / 8 / 673 + 4 / 473	0.8	1200 / 673/ 10–1
4		А / 8 / 673 + 4 / 473	1.2	1180 / 623/ 10–2
5	Al-5.5Mg-2.2Li-0.12Zr	B с / 10 / 643	1	350 / 573 / 10–2	[Kolobov et al., 2002; Kolobov et al., 2004; Naydenkin et al., 2014; Naydenkin, Ivanov, 2014; Naydenkin et al., 2021]
6	Al-5.5Mg-2.2Li-0.12Zr	B с / 10 / 643	0.7–0.9	1620 / 673 / 10–2	[Valiev et al., 2001; Valiev et al., 2004; Is-lamgaliev et al., 2006]
7	Al-5.5Mg-2.2Li-0.12Zr	B с / 10 / 643	1.5–3	1850 / 643 / 1.7ˑ10–2	[Мышляев и др., 2001; Мазилкин и др., 2004; Myshlyaev et al., 2005; Mazilkin, Myshlyaev, 2006; Myshlyaev et al., 2006; Myshlyaev et al., 2010; Myshlyaev et al., 2020; Myshlyaev et al., 2022; Корзникова и др., 2022; Myshlyaev et al., 2023]
8		Не указан / 2 / 473 + 2 / 443	0.25–2	250 / 643 / 1.7ˑ10–2
9	Al-6Mg-2Li-0.1Zr	B с / 8 / 573	0.9	1800 / 648 / 3ˑ10–3	[Myshlyaev et al., 2011; Грязнов и др., 2011]

Таблица 2

Характеристики сплава 1421

Table 2

1421 alloy characteristics

Номер способа подготовки к СПД	Состав сплава (в массовых процентах)	Способ подготовки к СПД методом РКУП: маршрут / кол-во проходов / температура, К	Средний размер зерна перед СПД, мкм	Максимальное удлинение до разрушения, % / Т, К / скорость деформирования, с–1	Источник
1	Al-4.1Mg-2Li-0.16Sc-0.08Zr	B с / 12 / 513	0.6–0.7	740 / 673 / 1.4ˑ10–2	[Kaibyshev et al., 2005; Kaibyshev, 2016]
2		B с / 16 / 598	0.8	2000 / 673 / 1.4ˑ10–2
3		B с / 16 / 673	2.6	3000 / 723 / 1.4ˑ10–2
4	Al-5.1Mg-2.1Li-0.17Sc-0.08Zr	С х / 8 / 598 + прокатка	1.6	2700 / 723 / 1.4ˑ10–2	[Mogucheva, Kaibyshev, 2008; Kaibyshev et al., 2010]
5	Al-5.5Mg- 2.2Li-0.2Sc-0.12Zr	B с / 10 / 643	0.7	780 / 673 /10–2	[Islamgaliev et al., 2003; Valiev et al., 2004; Islamgaliev et al., 2006; Islamgaliev et al., 2007; Yunusova et al., 2007; Yunusova et al., 2008; Islamgaliev et al., 2009]
6		B с / 10 / 643 + прокатка	0.83	530 / 673 / 10–2
7	Al-5Mg-2.2 Li-0.2Sc-0.12Zr	B с / 12 / 643	1.3	900 / 673 / 10–2	[Kolobov et al., 2002; Kolobov et al., 2004; Naydenkin et al., 2006]

• 3.    Об изменении структуры сплавов 1420 и 1421 во время испытания на сверхпластическое деформирование и ее влиянии на действующие механизмы

  Из табл. 1 и 2 видно, что в ультрамелкозернистых сплавах 1420 и 1421 максимальные относительные удлинения (в диапазоне 500–2000 %) наблюдаются, как правило, при относительно скоростях деформирования порядка 10^–2 с^–1 и температурах 643–673 К. Хорошие показатели удлинения (в диапазоне 400–1000 %) возможны в этих сплавах в интервале скоростей 10^–3–10^–1 с^–1 и при более низких температурах – порядка 523–623 К [Berbon et al., 1998; Valiev et al., 1997; Lee et al., 1999; Kolobov et al., 2002; Myshlyaev et al., 2006; Yunusova et al., 2007; Kaibyshev et al., 2010; Myshlyaev et al., 2022]. Кривые растяжения при рассматриваемых условиях демонстрируют стадийность (колоколообразность), что связано, как было отмечено ранее в [Шарифуллина и др., 2018], с действием и взаимодействием различных механизмов, а также сменой их ролей при деформировании. Из приведенных результатов анализа следует, что важно углубить систематизацию и анализ экспериментальных данных с акцентированием внимания на основных характеристиках эволюционирующей структуры материала во время испытания на СПД и ее влиянии на действующие механизмы, поскольку это необходимо для построения физически обоснованной конститутивной модели, позволяющей совершенствовать процесс СП-формования. В рамках данной статьи это сделано для сплавов 1420 и 1421 системы Al-Li-Mg с особым вниманием к частицам.

Все испытания на СПД образцов из сплавов 1420 и 1421 (см. табл. 1 и 2) проведены с помощью одноосного растяжения. В [Berbon et al., 1998] приводится информация, что средний размер зерен после растяжения при 623 К и скорости деформации 10–2 с–1 (см. табл. 1, строка 4) увеличивается до 2 мкм (исходный размер зерен составлял 1.2 мкм). В [Lee et al., 1999] представлено больше данных (см. табл. 1, строка 2 и 3). Образцы, подготовленные с помощью 8 проходов РКУП при 673 К, после растяжения при 673 К и скорости деформации 10–1 с–1 демонстрируют удлинения 750 %, средний размер зерен возрастает до 2.9 мкм (от 1.3 мкм), при этом зерна сохраняются практически равноосными. После растяжения при тех же условиях других образцов, обработанных дополнительно 4 проходами РКУП при более низкой температуре 473 К, удлинения составляют около 1210 %, зерна также остаются равноосными, в зоне захвата размер зерен увеличивается до 1.4 мкм, в рабочей части образца – до 2.5 мкм (от 0.8 мкм). Для обоих случаев отмечается, что высокая скорость испытания предотвращает зарождение и рост внутренних пор, которые обычно наблюдаются в стандартных СП-образцах (с мелкозернистой структурой порядка 5–10 мкм, при более низких скоростях и высоких температурах СПД), однако обнаружены признаки обширного растрескивания вдоль некоторых границ зерен. После растяжения образцов, обработанных дополнительно 4 проходами РКУП при той же температуре 673 К, но при более высокой скорости 100 с–1, удлинения достигают 950 %, зерна сохраняются равноосными, размер зерен в зоне захвата увеличивается до 1.2 мкм, в рабочей части образца – до 1.8 мкм (от 0.8 мкм). В данном случае наблюдается более умеренный рост зерен, растрескивания по границам не наблюдалось.

В [Мазилкин и др., 2004; Mazilkin, Myshlyaev, 2006; Myshlyaev et al., 2005] приведены результаты исследования структуры в процессе испытания на растяжение при 643 К и скорости деформации 1.7ˑ10^–2 с^–1 (см. табл. 1, строка 7). Исходная структура (перед испытанием на СПД) имеет равноосные зерна со средним размером порядка 1.5 мкм. При 110 и 300 % деформации преобладают вытянутые зерна, при больших степенях – 900 и 1200 % – структура вновь равноосная. Средний размер зерен с ростом степени деформации несколько увеличивается (до 2 мкм), средняя плотность дислокаций уменьшается до 10¹⁰–10¹¹ м^–2 (до испытания составляла 10¹³ м^–2), видимых изменений в размере, форме и распределении вторичных фаз не наблюдается. В качестве важного момента отмечается, что на заключительной стадии деформирования во многих зернах наблюдается низкая плотность дислокаций, внутри и по границам зерен расположены мелкие частицы Al 2 LiMg, образующие цепочки вдоль границ, что указывает на предшествующее действие динамической рекристаллизации, ЗГС и миграции границ [Myshlyaev et al., 2005]. Сопоставление данных по эволюционирующей структуре при СПД с соответствующими результатами механических испытаний, а также определение энергии активации позволило авторам работ [Мазилкин и др., 2004; Mazilkin, Myshlyaev, 2006; Myshlyaev et al., 2005] сделать вывод, что на стадии упрочнения величина энергии активации пластического течения соответствует значению энергии активации са-модиффузии в зернах, что отвечает внутризеренному дислокационному скольжению (ВДС), а на стадии разупрочнения – самодиффузии по границам, что соответствует зернограничному скольжению (ЗГС). Эти данные согласуются с изменением структуры: для первой стадии (упрочнения) характерны удлиненные зерна, для второй стадии (разупрочнения) – равноосные с пониженной плотностью дислокаций.

Анализ текстуры при тех же условиях растяжения (при 643 К и скорости деформации 1.7ˑ10–2 с–1) подтверждает описанные выше закономерности [Myshlyaev et al., 2010]. Показано, что при деформации до 100 % формируется текстура растяжения за счет внутризеренного скольжения с осью <111>, характерная для ГЦК металлов. При 500 % деформации обнаружена смена преобладающего кристаллографического направления, совпадающего с направлением растяжения, и вместо компоненты <111> появляется компонента <110>. Отмечается, что изменение текстуры может быть связано либо со сменой действующих систем скольжения, либо с развитием динамической рекристаллизации [Myshlyaev et al., 2010].

При 1000 % деформации наблюдается рассеяние текстуры, что свидетельствует об активации некристаллографических механизмов деформации, связанных со скольжением по границам зерен (в обзоре [Шарифуллина и др., 2018] приводится информация о тенденции ослабления изначально существовавшей текстуры для других сплавов).

В современных исследованиях [Корзникова и др., 2022; Myshlyaev et al., 2022; Myshlyaev et al., 2023] при растяжении образцов при той же температуре 643 К и близкой скорости деформирования 3ˑ10–2 с–1 прослеживаются тенденции, аналогичные вышеобозначенным. В работах более детально рассматривается структура и возможные действующие механизмы. В частности, показано, что немаловажную роль играет механизм ВДС. При повышенных скоростях деформации уменьшается влияние диффузионных процессов, увеличивается напряжение течения, что способствует более активной генерации решеточных дислокаций (ЗГС приводит к концентрации напряжений в тройных стыках, а ВДС выступает в качестве аккомодационного механизма [Корзникова и др., 2022]). Авторы настоящей статьи полагают, что активная генерация решеточных дислокаций происходит также и за счет наличия в зернах и по границам частиц интерметаллидных фаз. Скольжение большого количества дислокаций внутри зерен способствует их удлинению в направлении растяжения. Скопления дислокаций внутри удлиненных зерен приводят к формированию из них стенок с дальнейшим образованием малоугловых границ в поперечном по отношению к оси растяжения направлении. В результате в структуре наблюдаются цепочки из практически равноосных зерен, которые, как правило, ориентированы в направлении растяжения, а зерна в них зачастую имеют близкую ориентацию, реже – высокоугловую разориентацию (иными словами, происходит фрагментация удлиненного зерна на отдельные равноосные составляющие) [Корзникова и др., 2022, Myshlyaev et al., 2022]. Этот процесс происходит непрерывно и последовательно охватывает различные части материала, в связи с чем при всех степенях деформации отмечается бимодальность распределения зерен по размеру, однако более явно она выражена на начальных стадиях испытания.

К сожалению, во всех найденных исследованиях по СПД сплавов 1420 и 1421 не удалось встретить более подробную информацию об эволюции частиц интерметал-лидных фаз во время испытания на растяжение, что подтверждает сложность всех рассматриваемых процессов и необходимость дальнейшего изучения данного вопроса. Ниже, на основании всех проанализированных в рамках данной статьи работ, будут приведены некоторые предположения о том, что происходит с частицами во время испытания на СПД.

Во-первых, напомним, что перед СПД (после РКУП) в сплавах 1420 и 1421 структура может быть полностью или частично рекристаллизованной со средним размером зерен порядка 1 мкм и со значимой долей высокоугловых границ. В сплавах обнаружены мелкие частицы Al3Li, Al3Zr и Al3Sc (последние содержатся только в сплаве 1421). Частицы Al3Li распределены однородно в материале, частицы Al3Zr и Al3Sc имеют менее однородное распределение и, вероятно, с большей плотностью располагаются на различных дефектах преимущественно в нерекристаллизованных зернах и на границах. Крупные частицы Al2LiMg (и/или AlLi) могут наблюдаться вдоль границ, а также встречаться внутри зерен на различных дефектах. При нескольких режимах подготовки структуры с помощью РКУП (см. табл. 1, способы 1–4) частицы последнего типа не обнаружены (данный вопрос обсуждался в разделе 2).

В разделе 2 отмечалось, что при РКУП при 673 К частицы Al 3 Li полностью растворяются, что следует из фазовой диаграммы бинарного Al-Li сплава, исходя из которой 2.2 % Li образуют твердый раствор с Al при 673 К [Berbon et al., 1996; Furukawa et al., 1997]. При растяжении при 673 К должна наблюдаться похожая картина – метастабильная фаза δʹ (Al 3 Li) не должна образовываться, вклад в упрочнение твердого раствора дают только атомы Li, но он незначителен [Srivatsan et al., 2014] (так как атомы Li и Al имеют близкий атомный диаметр). К твердорастворному упрочнению в рассматриваемых сплавах могут также приводить атомы Mg (максимальная растворимость Mg в Al составляет 17.4 % при 723 К [Луц, Суслина, 2013]): из-за большего диаметра атомов Mg по сравнению с Al им энергетически более выгодно располагаться в области под краем экстраплоскостей, что приводит к торможению движения дислокаций, для их скольжения требуются большие напряжения.

При более низких температурах испытания на растяжение (в табл. 1 и 2 – 643 К и ниже) небольшая доля частиц Al3Li может сохраняться в материале из-за неполного растворения Li в алюминиевой матрице. Такие частицы приводят к упрочнению, как отмечается, например, в [Srivatsan et al., 2014], наибольший вклад в упрочнение вносят «модульная» (modulus hardening) и «упорядоченная» (order hardening) составляющие. В первом случае упрочнение возникает из-за разного модуля сдвига частицы и матрицы, что приводит к изменению энергии натяжения дислокационной линии при ее пересечении частицы. Механизм второго типа упрочнения можно описать следующим образом. Происходит перерезание частиц дислокациями [Новиков, 1975; Starke et al., 1981; Prasad et al., 2003; Apps et al., 2005; De et al., 2011; Venkatachalam et al., 2015; Yu et al., 2019; Wang et al., 2019], при этом дислокации движутся парами – первая перерезает частицу с образованием антифазной границы, вторая дислокация восстанавливает порядок и т.д., для этого требуются большие напряжения и соответственно происходит упрочнение. По мере перерезания частицы (чем меньше становится площадь контакта двух разрезаемых «половинок») дислокациям становится двигаться все легче, что приводит к уменьшению сопротивления дальнейшему движению дислокаций и снижению скорости упрочнения, поэтому дислокациям из соседних плоскостей скольжения проще двигаться по рассматриваемой плоскости разрезания (чем начинать перерезать частицу в другом месте), и скольжение локализуется. Когда частица полностью перерезалась дислокациями, условные «половинки» частицы, вероятно, постепенно расходятся и приближаются к границам, т.е. вблизи границ постепенно и неоднородно скапливаются «остатки» перерезанных частиц, которые объединяются и укрупняются. Когда их размер превысит 0.3 мкм, то когерентность метастабильной фазы δʹ (Al3Li) теряется, и она трансформируется в равновесную фазу δ (AlLi). Поскольку частицы δ (AlLi) достаточно крупные, а границы в ультрамелкозернистых материалах «рыхлые», то частицы оказываются в границах. В результате в приграничных областях появляются «обедненные» Li зоны. Эти зоны более слабые в том смысле, что там легче осуществляется движение дефектов, поэтому они могут стать местами преимущественной деформации, приводящей к неоднородности деформации и высоким концентрациям напряжений в тройных стыках, что в конечном счете привет к межкристаллитному разрушению.

В рассматриваемых ультрамелкозернистых сплавах описанный в конце предыдущего абзаца процесс локализации деформации может быть подавлен. Как известно, помимо сильного взаимодействия Mg с дислокациями он склонен к сегрегации по границам зерен. Можно предположить, что в процессе деформации какая-то доля атомов Mg будет перемещаться в приграничные области с образованием там скоплений и/или частиц Al 2 LiMg. Все сформированные по границам зерен фазы и скопления должны препятствовать миграции границ, т.е. ограничивать рост зерен. К ограничению роста зерен, как отмечалось ранее, приводят и мелкие дисперсоиды Al 3 Zr, расположенные по границам (из-за малой доли в материале их роль в упрочнении второстепенная, их основная функция – закрепление границ). Тем частицам Al 3 Zr, которые исходно располагаются внутри зерен, из-за низкой скорости диффузии Zr в Al и высокой термической стабильности энергетически невыгодно перемещаться, поэтому они могут давать некоторый вклад в упрочнение (выше отмечено, что дислокации огибают их). Возможен случай, что граница (при отсутствии на пути иных препятствий) будет мигрировать до тех пор, пока не затормозится этими частицами.

Таким образом, все представленные в данном разделе данные, закономерности и предположения демонстрируют весьма сложный характер действия и взаимодействия механизмов, а также влияния на них эволюционирующей структуры материала в процессе испытания на СПД. Прослеживается тенденция, что по мере увеличения степени деформации первоначальное преобладание кристаллографического механизма деформации

(ВДС) постепенно сменяется на некристаллографический (ЗГС), при этом роль ВДС важна на всех стадиях испытания (на заключительной стадии ВДС выступает в качестве аккомодационного механизма для ЗГС, обеспечивая приток решеточных дислокаций в границы), а также наблюдаются признаки таких процессов как динамический рост, рекристаллизация и фрагментация. На все перечисленные механизмы и процессы значительное влияние оказывают частицы интерметаллид-ных фаз.

Заключение

Представлен аналитический обзор экспериментальных работ, посвященных результатам исследований СП алюминий-литиевых сплавов 1420 и 1421 с акцентированием внимания на основных особенностях структуры материала до и во время испытания на СПД, а также ее влияния на действующие механизмы – ВДС, ЗГС, динамическую рекристаллизацию. Анализ результатов показал, что в таких сплавах с помощью РКУП возможно формирование полностью или частично рекристаллизованной ультрамелкозернистой структуры, важными характеристиками которой является не только мелкий размер зерен, но и значимая доля высокоугловых границ, а также наличие частиц интерметаллидных фаз. Все перечисленные характеристики в совокупности способствуют стабилизации структуры материала в процессе СПД и достижению высоких степеней относительного удлинения, в частности, при высоких скоростях деформирования и относительно умеренных температурах, что весьма актуально для развития промышленных технологических процессов благодаря снижению ресурсоемко-сти изготовления изделий.

Приведенные в статье результаты анализа экспериментальных данных, выявленные закономерности, а также сделанные предположения позволяют сформировать более полное представление о физической природе процесса деформирования с переходом к режиму структурной сверхпластичности для сплавов системы Al-Li-Mg, что позволит разработать сценарий действия и взаимодействия механизмов с учетом влияния эволюционирующей структуры материала. Последний будет являться концептуальной основной для развития многоуровневой конститутивной модели для описания неупругого деформирования перспективного класса алюмини-ево-литиевых сплавов, позволяющей анализировать разные режимы деформирования (включая предварительную подготовку образцов методами ИПД, а также переход к режиму структурной сверхпластичности) и применимой для исследования многостадийных технологических процессов с точки зрения действующих механизмов, структуры и их взаимовлияния.