Аннотация результатов, полученных в 2018 году
Целью данного этапа научного исследования "Создание модели расчета эволюции текстуры и структуры на ранних этапов термомеханической обработки алюминиевых сплавов в том числе добавками переходных металлов", было изучение металлофизических процессов, происходящих на ранних этапах термомеханической обработки. Данные исследования были направленны на решения трех задач. Во-первых, сбор сведений, необходимых для непосредственного функционирования модели ввиду их отсутствия в литературе для данных сплавов и для данных этапов. Во-вторых, исследование особенностей формирования субструктуры и протекания рекристаллизации на ранних этапах термомеханической обработки, т.к. данные вопросы плохо исследованы не только для данного типа сплавов, но и вообще для всех алюминиевых сплавов. В-третьих, сбор сведений которые должны помочь в изучении зарождения и развития основных текстурных компонент на данном этапе прокатки. Для решения этих задач был проведен следующий комплекс исследований. 1) Отобраны темплеты от слитков, из алюминиевых сплавов с высоким содержанием магния 1565ч, АА5182 и 01570 полученные в промышленных условиях литьем в кристаллизатор скольжения. После чего образцы были подвергнуты гомогенизации по различным режимам. 2) С помощью кривых текучести (построенных с помощью установки Gleeble) определены моменты начала формирования субструктуры. 3) С помощью лабораторной горячей прокатки последующей закалки в воде и проведения отжига в селитровой ванне, а также с помощью метода двойного нагружения на установки Gleeble изучалась кинетика процессов рекристаллизации. 4) Для широкого диапазона параметров Зенера-Холломона на степенях деформации от 0,1 до 0,6 изучены особенности формования субструктуры. 5) Изучено влияние режимов гомогенизации на выпадения мелкодисперсных (в том числе и наноразмерных) частиц второй фазы. Исследования позволили установить существенные отличия в особенностях рекристаллизации на данном этапе термомеханической обработки от более поздних этапов, заключающиеся в более длинном инкубационном периоде и сильной зависимости от степени накопленной деформации, что обычно не характерно для горячей обработки при которой решающую роль играет параметр Зенера-Холломона. Это объясняется малой степенью накопленной энергии деформации, что в свою очередь подтверждается анализом формирования субструктуры. Так как субзерна на этом этапе крупнее и менее замкнуты, чем обычно. Анализ эволюции субструктуры показал очень интересную особенность, ориентация кристаллита будет определять размер и плотность субзерен развивающихся на нем, что в свою очередь напрямую будет оказывать влияние на зарождение первых текстурных компонент. Плотность малоугловых границ увеличивается с ростом степени деформации. Параметр Зенера-Холломона в свою очередь оказывает большое влияние на то в каких кристаллитах будет наиболее активно формироваться субзерна, а также на плотность малоугловых границ. Таким образом, изменяя степень деформации и параметр Зенера-Холломона можно оказывать непосредственное влияние на эволюцию текстуры на данном этапе термомеханической обработки. Тип сплава так же влияет на плотность распределение малоугловых границ и на ориентацию формирования субструктуры на которой будет происходить наиболее интенсивно. Большое значение на эволюцию структуры на данном этапе термомеханической обработки влияют мелкодисперсные вторичные частицы при этом наиболее сильное влияние оказывают наночастицы Al3Zr и Al3ScZr, которые способны полностью блокировать ее процесс. Исследования показали, что с помощью различных режимов гомогенизации можно влиять на количество и объем данных частиц снижая тем самым тормозящую силу. Результаты исследования были опубликованы в трех статьях в журналах, индексируемых в базах данных Scopus (в том числе три из них в квартиле Q1), изложены на одной всероссийской и на одной международной конференциях. Кроме того, по результатам деятельности зарегестрированы, две базы данных. Следует отметить, что получен большой задел для следующего этапа исследований, а именно особенностей зарождения основных текстурных компонент. Кроме уже опубликованных работ накоплено большое количество материалов исследований, которые будут посланы в редакции журналов в ближайшее время после получения дополнительных сведений в ходе начала второго этапа выполнения гранта.

Аннотация результатов, полученных в 2019 году
В ходе второго этапа работы над грантом "Создание модели расчета эволюции текстуры и структуры на ранних этапов термомеханической обработки алюминиевых сплавов в том числе добавками переходных металлов" были получены следующие результаты: а) Данные о мобильности межзереннных границ и их зависимости от значений параметра Холомонна-Зенера. В частности, установлено что в сплаве 5182 рекристаллизация происходит почти мгновенно из-за очень малого количества мелкодисперсных частиц второй фазы и высокой энергии движения границ (вызванной малым размером субзерен). Сплав 1565ч также способен очень быстро рекристаллизоваться, однако на практике из-за высокой тормозящей силы этот процесс протекает медленно. Для того чтобы движущая сила хотя бы в 2 раза превзошла тормозящую, необходимы очень высокие параметры Зенера, поэтому на практике 1565ч рекристаллизуется несколько часов. Сплав 1570 невозможно рекристаллизовать при тех параметрах Холломона – Зенера, которых очень трудно достигнуть при существующих видах термомеханической обработки. Кроме этого, для правильного расчета тормозящей силы рекристаллизации были построены кривые распада пересыщенного твердого раствора для сплавов с высоким содержанием магния. б) Были получены данные об основных типах зародышей текстурных компонентов, возникающих при проработке литой структуры в данных сплавах. Анализ текстурной композиции как на локальном уровне методами EBSD так и методами рентгеноструктурного текстурного анализа (имеющего большую статику выборки, но выявляющих локальные особенности на уровне, субзерен, кубических полос) позволил выявить то, что в металле присутствуют основные текстурные компоненты, характерные для алюминиевых сплавов. Это кубические и около кубические компоненты, текстуры деформации, представленные компонентами S и латуни. На данном этапе вообще достаточно трудно выделить тип зародышей, который количественно превалирует над другими фактически там представлены все упомянутые типы, об этом так же свидетельствует большое количество бестекстурной составляющей, выявляемой рентгеноструктурным анализом. Во всех сплавах обнаружено большое количество составляющих текстуры латуни, что говорит о сильном влиянии магния снижающего энергию дефекта упаковки и необходимости учета этого фактора при окончательной разработке модели. Сплав 1570 имеет существенные отличия от 1565 ч и 5182 при проработке структуры, что и сказывается на характере формирования основных текстурных компонент. Отличия в сплаве 1570 начинают проявляться еще при литье. Т.к вместо дендритной структуры характерной для 1565 ч и 5182 у сплава 1570 возникают равноостные зерна. Такой эффект неоднократно наблюдался в данном сплаве и объясняется совместным воздействие скандия и циркония. Таким образом в сплаве 1570 из-за отсутствия процессов рекристаллизации формируются в основном зародыши связанные с текстурами деформации. Кроме того, зародыши рекристаллизации очень трудно засечь так как она не происходит даже в начальной стадии. В тоже время в скрытом виде кубических полос с такие зародыши кубических и околокубических текстур формируются и так же присутствуют в данном сплаве. в) Новый подход к расчету эволюции кристаллографической текстуры при горячей деформации алюминиевых сплавов. За основу был взят тейлоровский подход с полными ограничениями в которые были внесены существенные авторские модификации. Основная суть модификаций в том, что происходит перебор всех возможных комбинаций систем скольжения, чтобы найти оптимальную с точки зрения энергии пластического деформирования. Преимущество этого подхода по сравнению с методом линейного программирования достигается за счет использования более сложных законов деформационного упрочнения. В частности, могут быть введены любые нелинейные зависимости критического напряжения, вызывающего скольжение системы, от деформации и скорости деформации, кроме того, может быть учтено влияние систем скольжения друг на друга. Еще одной модификацией является то, что в данной модели сначала рассчитывается траектория деформации по времени, затем определяются системы активного скольжения и рассчитывается вращение решетки для всех ориентаций кристаллов, включенных в образец. Кроме того, учитывается кристаллографическое упрочнение для правильного расчета распределения текстур β фибера (т.е текстур деформации лежащих на одноименной линии в пространстве углов Эйлера). г) Получены данные об эволюции основных компонент кристаллографической текстуры в данном типе сплавов при рекристаллизации на ранних этапах термомеханической обработки. В ходе исследования обнаруженны особенности, имеющие место при формировании текстур рекристаллизации в данных сплавах. Во-первых после рекристаллизации в обоих сплавах образуются достаточно мало кубической текстуры, в сплаве 1565 ч она отсутствует при всех режимах. При это зародыши кубической текстуры после деформации присутствую в металле. Основное объяснение отсутствию текстуры куба после рекристаллизации заключается в том, что на стадии проработки литой структуры сразу после деформации отсутствует значительная доля текстуры S, которая необходима для задействования механизма ориентированного роста. Это обстоятельство также должно быть учтено при разработке модели в виде реализации механизма ориентированного роста. Текстура деформации так же развиваются входе рекристаллизации, их зародышами являются субзерны на границах деформированных кристаллитов, имеющих ориентации латуни или S. Кроме того в металле присутствуют компоненты текстур P и Goss. Это косвенно подтверждает в наличие в металле полос сдвига. Однако учитывая, что данные текстуры развиваются лишь в небольших количествах и только при некоторых режимах обработки сплава 1565 ч, что зародышей данного типа и вызывающих их полос сдвига на этапе проработки литой структуры достаточно мало и их сложно "засечь", анализируя данные сканирующей и просвечивающей микроскопии исходя из законов статистики. Однако основной особенностью формирования текстуры при рекристаллизации данных сплавов является очень большое количество бесструктурной составляющий. д) Изучено как морфология частиц Al3Sc, Al3Zr и Al3(Sc1-xZrx) влияет на стабильность субструктуры и формирование основных текстурных компонент. После гомогенизации в литом состоянии в сплавах 1565 ч и 1570, образуются когерентные алюминиевый матрицы частицы второй фазы, их размеры составляют 10 - 40 нм. При размере до 20 нм данные частицы когерентны алюминиевой матрицы и имеют форму многогранника близкого к кубоиду. Более крупные частицы теряют свою когерентность, морфология данных частиц становится вытянутой игольчатой формы. В сплаве 1565 количество нанодисперстных частиц несколько меньше чем в 1570. Однако эти частицы значительно более больше и многие из них имеют игольчатую форму. В случае сплава 1570 их средний размер наночастиц составляет 16 нм. При этом в отличии от сплава 1565 ч в 1570 частицы расположены кластерами, что говорит о прерывистом механизме их выпадения, при движении границ зерен. Отметим, что движение границ зерен отличается от тех, что происходят при рекристаллизации. При выделении частиц высвобождается объемная свободная энергия, которая является движущей силой миграции границы зерна, вдоль которой снова происходит сегрегация атомов легирующего компонента. В результате и образуется веер частиц, следующий за границей зерна. В тоже время образовавшиеся в ходе прерывистого выпадения частицы игольчатой формы и поэтому не так сильно тормозят движения границ зерен. Имеющие морфологию, близкую к кубической и когерентной алюминиевой матрицей будут лучше тормозить движение большеугловых границ зерен с иной ориентировкой так как им придется затрачивать энергию на переориентацию наночастиц имеющие из-за когерентности ту же ориентировку что и кристаллит. Отметим также, что в отличие от сплава 5182 в 1565 ч и 1570 субзерна намного более замкнуты. Основное объяснение заключается во влиянии нанодисперстных частиц второй фазы, которые стабилизируют субструктуру. Стоит отметить, исследование текстуры и наночастиц в сплаве 1570 и сопоставление этих данных со сплавами 5182 и 1565 ч позволило установить, что большое количество мелкодисперстных частиц с кубической морфологией так же будет способствовать более быстрому развитию текстур деформации. Это вызвано тем, что нанодисперстные частицы разбивают плоскости скольжения протяженность которых совпадает с размерами зерна на более мелкие участки в которых текстура β фибера формируется значительно быстрее. Таким образом в сплавах подобных 1570 при проработки литой структуры будет интенсивно развиваться текстура β фибера не только за счет отсутствия ее потерь при рекристаллизации, но и за счет воздействия нанодисперстных частиц второй фазы. е) Получены данные о том, когда и при каких условия PSN механизм образования зародышей новых зерен будет превалировать над другими способами. Показано как параметр Зенера влияет на активизацию тех или иных механизмов зародышеобразования в сплавах 5182 и 1565 ч. PSN механизм практически сразу начинает превалировать в сплаве 5182, несмотря на то, что количество и частиц второй фазы не такое большое. Еще быстрее происходит включение PSN механизма в сплаве 1565 ч, из-за резкого увеличения количества частиц второй фазы. Поэтому при рекристаллизации в данных сплавах основным способом появления новых зародышей будет PSN. Этому способствует, во-первых, малые размеры субзерна из-за низкой по сравнению с другими алюминиевыми сплавами энергии дефекта упаковки, кроме того, увеличение количества крупных интерметаллидных частиц (как например, в сплаве 1565 ч) увеличение роли PSN механизма становится превалирующем.

Аннотация результатов, полученных в 2020 году
На третьем этапе гранта произведены модификации модели, позволяющие более точно рассчитывать уровень скалывающего напряжения в процессах термомеханической обработки алюминиевых сплавов. Это происходит за счет учета таких факторов как рост плотности дислокаций данной системы скольжения, влияние внутреннего трения при перемещении дислокаций и торможений движения дислокаций атмосферами примесных атомов, взаимодействие дислокаций копланарных систем скольжения взаимодействие дислокаций систем скольжения в пересекающихся плоскостях. В свою очередь это позволило более точно учитывать влияние химического состава на распределения основных компонент текстура бета фибера особенно Bs. Помимо этого разработана, математическая модель ориентированного роста кубических компонентов при рекристаллизации алюминиевых сплавов. Ориентированный рост реализован благодаря разбиению на два фиктивных объема, один из которых состоит из кубически ориентированных зерен, граничащих с текстурой β-трубки, а другой - из остальных текстурных компонентов. Это позволило эффективно моделировать ускоренный, по сравнению с другими компонентами, рост текстуры куба, вызванный его энергетическим выгодным расположением относительно текстур деформации. При этом наиболее эффективно модели работает при правильном учете скалывающего напряжения, так как это позволяет более точно рассчитать количество S компоненты необходимой для ориентированного роста. Кроме того были проведены эксперименты позволившие собрать данные о дроблении интерметаллидов м внедрить их в разрабатываемую в проекте модель. Что позволило правильно использовать их для точного расчета количества зародышей рекристаллизации возникающих на частицах. Все эти изменения позволили создать новую программу для ЭВМ. В ней рассматривается поликристаллическое тело. Градиент деформации кристаллита и образца равны. Пластическая деформация моделируется скольжением по плоскостям кристаллита. Учитывается упрочнение от сдвиговой деформации по плоскостям скольжения и латентное упрочнение. Сдвиговые деформации систем скольжения определяется из принципа минимума мощности. Рассчитываются кристаллографические ориентировки кристаллитов. Энергия, накопленная кристаллитом, приравнивается к работе деформации. Накопленная энергия--зависит от ориентировки и определяет размеры субзерна после деформации. Кристаллографические ориентировки с более крупным субзерном получают преимущество при зарождении новых зерен, чем моделируется возникновении текстур рекристаллизации, учитывается механизм PSN. Моделирование рекристаллизации с использованием JMAK. Кроме того для реализации модели и увеличения количества сведений о процессах происходящих на ранних этапах термомеханической обработки, позволяющих контролировать формирование кристаллографической текстуры был произведен ряд экспериментальных исследований и расчётов которые позволили установить. 1) Что при формировании субзерна при горячей деформации из литой заготовки во всех исследуемых сплавах наблюдается схожая картина формирования субзерна, заключающаяся в росте плотности малоугловых границ и количества, замкнутых субзерен, а также уменьшением их размеров с увеличением степени деформации. Это подтверждается кривыми напряжения деформации на которых наблюдается плавное упрочнение. . Зависимость размеров субзерна от степени во всех сплавах подчиняется параболической зависимостью. Учитывая влияние параметра Зенера на коэффициенты параболы можно вывести универсальное выражение позволяющие учесть как степень деформации, так и ее температурно скоростные условия. 2) Моделирование эволюции текстуры показало, что отсутствие учета дробления интерметаллидов может привести к тому, что при расчете объем металла рекристаллизующейся на PSN может быть, как и завышен, так и занижен в зависимости от стадии термомеханической обработки. На ранних стадиях из-за отсутствия учета дробления интерметаллидов ведет к занижению количества рекристаллизующегося по схеме PSN объема. Это связанно с тем, что с одной стороны сами частицы еще очень большие, но их количество уже начинает расти. На более поздних стадиях частицы измельчаются еще сильно и поэтому теряют свой потенциал в качестве зародышей, не смотря на рост их количества. Исключением является сплав 8011 в котором из-за очень сильного дробления возникает чрезвычайно много частиц и эффект роста их количества перекрывает уменьшение размеров. Недоучет дробления интерметаллидов может приводить к завышению доли текстур куба и β-трубки на данном этапе термомеханической обработки. На более поздних стадиях учет фактора дробления интерметаллидных частиц также позволяет повысить точность расчетов, однако не столь значительно как на первых этапах. 3) Энергия дефекта упаковки, влияющая в первую очередь на размер субзерен, не оказывает сильное влияние на объем рекристализующийся на интерметаллидных частицах при проработке литой структуры. Основная причина заключается в том при начальной стадии проработки литой структуры, параметр Холломона-Зенера имеет низкие значения. Из-за этого на данной стадии размер субзерна не сильно отличается в различных сплавах. Кроме того сами зародыши текстур куба и β-трубки имеют достаточно большой размера и могли бы эффективно конкурировать с частицами первый фазы, однако на данной стадии термомеханической обработки их еще не так много. В тоже время моделирование показало, что при увеличении параметра Холломона-Зенера отличия в размерах субзерен для 8011 и высокомагниевых сплавов, а следовательно и различия в текстурной композиции будут возрастать. Таким образом, низкое количество текстуры куба и β-трубки при проработки литой структуры объясняется не их конкуренцией с PSN, а малой протяженностью границ зерен, на которых в основном концентрируются зародыши данных компонент. Кроме того, слабовыраженная текстура β-трубки не дает задействовать механизм ориентированного роста кубической текстуры. 4) Сравнение реальных данных и моделирования формирования текстуры на ранних этапах термомеханической обработки алюминиевых сплавов с высоким содержанием магния показало, что при учете дробления интерметаллидов моделирование наиболее точно отражает реальную картину, а именно показывает отсутствие ярко выраженной кристаллографической текстуры. Если не брать в учет дробление интерметаллидных частиц, то моделирование будет давать завышенное количество текстуры β-трубки. Это происходит за счет снижения количества зародышей образующихся на частицах. Учет ориентированного роста существенно не влияет на точность расчетов, это объясняется тем, что самих кубических зародышей недостаточно (даже если не учитывать дробление интерметаллидов) чтобы они конкурировали с теми, что возникают на частицах. 5)Исследование показало, что рост содержания магния и других легирующих элементов оказывает существенное влияние на развитие компонент текстуры β-трубки при горячей деформации. Если в технически чистом алюминии задействуются плоскости скольжения, в основном связанные с компонентами меди и S текстуры то по мере увеличения содержания магния интенсивность данных компонент, ослабевает и появляется ярко выраженная текстура латуни. На развитие тех или иных текстурных компонент так же влияют. Есть два объяснения этому факту. Во-первых, снижение энергии дефекта упаковки однако ЭДУ снижается для сплавов с высоким содержанием магния лишь на 10 – 15 %. Как показало моделирование, намного большее влияние на кристаллографической упрочнение оказывают примесные атомы. В тоже время для дальнейшего повышение точности модели необходимо более тщательно изучить связь тех или иных компонент матрицы упрочнения с физическими явлениями, возникающими при движении и взаимодействии дислокаций с различными препятствиями. Результаты данного этапа гранта опубликованы в журналах, индексируемых в Scopus и Web of Science, в том числе входящих в первый квартиль. Таким образом, все задачи, поставленные как на данном этапе гранта, так на весь срок его выполнения, были успешно решены. Достигнутые результаты позволили во первых добиться большего понимания о физических процессах сопровождающих формирование текстуры на ранних этапах термомеханической обработки алюминиевых сплавов с высоким содержанием магния и добавками переходных элементов. Получены сведения о зарождении и развитии основных текстурных компонент возникающих в данной группе алюминиевых сплавов при их термомеханической обработки. Это позволило создать эффективную модель, основанную с одной стороны на теории кристаллографической пластичности с другой стороны на физико статистической модели рекристаллизации. Это в свою очередь позволяет контролировать текстурную композицию и добиваться нужной анизотропии физико механических свойств. Отметим, что кроме анизотропии изучение текстурообразование привело к более глубокому пониманию механизмов рекристаллизации алюминиевых сплавов с высоким содержанием магния в частности ориентированного зародышеобразования и ориентированного роста. Контролируя эти два параметра можно добиться заданного размера зернёной структуры а следовательно значительно повысить физико механические свойства алюминиевых сплавов которые она и определяет. Что так же продемонстрированно в созданной в рамках гранта, заявке на изобретение.