Аннотация результатов, полученных в 2020 году
1. Объектами исследования являлись образцы из алюминиевых сплавов Al-4.5Zn-4.5Mg-1Cu-0.12Zr с добавками 0,05%, 0,1% и 0,15% Sc (массовые проценты) для обеспечения содержания разных объёмных долей фазы Al3(Sc,Zr). В микроструктуре исследуемых слитков в литом состоянии для всех сплавов в структуре помимо алюминиевого твердого раствора (Al) отмечено наличие фазы кристаллизационного происхождения обогащенной магнием, цинком и медью, которая соответствует фазе T (AlZnMgCu) и содержит 16-18% Zn, 16-18% Mg, 8-9% Cu, остальное алюминий согласно точечному микрорентгеноспектральному анализу. Скандий и цирконий однородно распределены в алюминиевой матрице, не образуя фаз кристаллизационного происхождения. В литом состоянии в твердом растворе находится цинка – 2,5-3%, магния – 2,6-3,2%, меди – 0,4-0,5%. Перед определением реологических характеристик слитки после литья подвергали отжигу при температуре 450 °С, направленному на два процесса – гомогенизацию и гетерогенизацию. Гетерогенизация сопровождается выделением вторичной фазы T и L12 фазы Al3(Sc,Zr) из пересыщенного при кристаллизации твердого раствора. 2. Согласно термодинамическим расчетам неравновесной кристаллизации в исследуемых сплавах первично образуется фаза Al3(Zr,Sc) c D023 структурой, в процессе кристаллизации образуется также L12 фаза Al3(Sc,Zr), а кристаллизация завершается образованием неравновесной фазы T (AlZnMgCu). Температура ликвидуса сплавов находится в интервале 740-745 °С, а неравновесного солидуса – 467 °С. Согласно данным калориметрического анализа плавление при нагреве в исследуемых сплавах начинается при 478 °С. Образцы испытывали на сжатие с использованием комплекса физического моделирования термомеханических процессов системы Gleeble 3800 при температурах 300, 350, 400 и 450 °С со скоростями деформации 0.1, 1, 5 и 15 с-1 на истинную степень деформации 1. 3. Кривые текучести образцов исследуемых сплавов после деформации имели характерные особенности: с повышением температуры уровень напряжения течения уменьшается, а с увеличением скорости деформации - увеличивается. Тем не менее, с увеличением скорости деформации разница в уровне напряжения течения уменьшается, что вызвано разрушением образцов с накоплением степени деформации при скоростях деформации 15 с-1. Более того, помимо характерной стадии роста напряжения из-за деформационного упрочнения, на кривых текучести обычно отсутствует область, характерная для динамической рекристаллизации (DRX) с разупрочнением и выходом на стационарную стадию деформации. Это означает, что основным контролирующим процессом эволюции структуры с увеличением степени деформации является динамический возврат (DRV), что также подтверждается анализом микроструктуры деформированных образцов. Микроструктуры после всех условий деформации, в основном, не рекристаллизованы, присутствуют удлиненные деформированные зерна. Однако, при деформации со скоростями 5 и 15 с-1 и температурах 450 °C микроструктура частично рекристаллизована, но есть также микротрещины по границам зерен. Таким образом, основным механизмом рассеяния энергии при деформации был DRV. При тех режимах деформирования, когда DRV не успевал пройти, образовывались трещины, и образцы разрушались. Карты пластической деформации являются важным инструментом для анализа параметров горячей деформации. Они основаны на динамической модели поведения материала, и обычно строятся путем объединения двух диаграмм: рассеяния энергии деформации и нестабильности течения. На основании созданной базы данных реологических свойств исследуемых сплавов с разной объёмной долей дисперсоидов Al3(Sc,Zr) были построены 3D-карты пластической деформации исследуемых сплавов. Анализ карт показал, что оптимальные параметры горячей деформации находятся в областях эффективности рассеивания энергии на уровне 30-35% и в областях устойчивого течения. Для сплава с 0,05% Sc такими оптимальными параметрами являются диапазон температур 400-450 °С и интервал скоростей деформации 0,1-1 с-1 в начале деформации; и 380-420 °С, скорости деформации ниже 1 с-1 - при высоких степенях деформации. Для сплава с 0,1% Sc оптимальный диапазон температур снижается до 360-400 ° С при тех же скоростях деформации (0,1-1 с-1) на всех стадиях деформирования. Кроме того, для сплава с 0,15% Sc оптимальный диапазон температур составляет 360-450 °C на первых стадиях и около 360 °C в конце деформации с самыми низкими скоростями деформации (около 0,1 с-1) для всех стадий. Образцы, деформированные с параметрами с наименьшей эффективностью рассеивания мощности (близкие к значению 2%) и в областях нестабильности потока (например, 450 °C и 15 с-1), имели трещины на поверхности после деформации. 4. Подготовлены и приняты к печати 2 публикации: 1) Хомутов М.Г., Поздняков А.В., Главатских М.В. (Khomutov M.G., Pozdniakov A.V., Glavatskikh M.V.) Влияние содержания скандия на структуру и свойства сплава Al-4.5Zn-4.5Mg-1Cu-0.12Zr // Metal Science and Heat Treatment (2021 г.); 2) Khomutov M.G., Pozdniakov A.V., Churyumov A.Yu., Barkov R.Yu., Solonin A.N., Glavatskih M.V. Flow stress modelling and 3D processing maps of Al4.5Zn4.5Mg1Cu0.12Zr alloy with different scandium containing // Applied Sciences (2021 г.)

Аннотация результатов, полученных в 2021 году
1) Объектами исследования являлись образцы алюминиевых сплавов Al-4.5Zn-4.5Mg-1Cu-0.12Zr с добавками 0.05%, 0.1% и 0.15%Sc. Проведены испытания на сжатие образцов сплавов 0.05%Sc и 0.1%Sc на комплексе физического моделирования термомеханических процессов Gleeble 3800 с тремя истинными степенями деформации (на значения 0.3, 0.6 и 0.9 единиц) в при температурах 350-450 °С с последующим отжигом и получением отклика по изменению предела текучести для определения кинетики протекания процессов возврата и статической рекристаллизации. Для сплавов 0.05%Sc и 0.1%Sc характерно, что значительного снижения уровня предела текучести не наблюдается при температурах деформации 350 °С и 400 °С, что говорит об отсутствии рекристаллизации во время отжига после деформации. Это также подтверждается анализом микроструктуры: для всех испытанных образцов структура нерекристаллизованная. С уменьшением температуры деформации формируется более дисперсная волокнистая зеренная структура при степенях деформации 0.6 и 0.9. Для сплава 0.1%Sc увеличение температуры отжига до 450 °С после деформации на степень 0.9 со скоростью 5 с-1 приводит к значимому снижению предела текучести во время отжига. По результатам EBSD-анализа образцов сплава 0.1%Sc после деформации при температурах 350 °С и 450 °С на степень 0.9 со скоростью 5 с-1 и последующего отжига установлено, что после 1000 с отжига при температуре 350 °С зеренная структура состоит, в основном, из субзерен (~73%) и деформированных зерен (~20%), а после 100 с отжига при температуре 450 °С – из деформированных (~55%) и субзерен (~30%). Т.е. доля рекристаллизованных зерен в образцах, продеформированных при 350 °С и 450 °С с последующим отжигом, составляет ~7% и ~15%, соответственно, а их размер не превышает 50 мкм. Таким образом, основным процессом разупрочнения во время отжига после деформации для всех исследуемых сплавов является возврат, рекристаллизация проходит частично. 2) Старение слитков исследуемых сплавов при 150 °С обеспечивает наибольшее упрочнение – твердость возрастает до 150-165HV. При этом сплав 0,15%Sc отличается большей твердостью, но прирост твердости относительно закаленного состояния во всех сплавах примерно одинаков. Повышение температуры старения до 175 и 200 °С снижает упрочняющий эффект, а разница в твердости сплавов практически исчезает. Твердость после старения при 175 °С находится на уровне 140HV, а после 200 °С – 120HV. Сформированная после прокатки и отжига структура листов сплава 0.1%Sc оказывает существенное влияние на кинетику старения в сравнении со слитком. Упрочнение в процессе старения при 150 °С в листе протекает также как в слитке при температурах 175 °С и 200 °С. Старения листа при 200 °С практически не приводит к росту твердости, в то время как в слитке прирост составил примерно 37 HV. Максимальное упрочнение в 66 HV закаленном листе наблюдается после старения при 125 °С через 28 ч. Точное такое же пиковое упрочнение достигнуто в слитках после старения при 150 °С в течение 20 ч. По результатам испытаний на растяжение листовых образцов сплава 0.1%Sc после старения при температуре 125 °С в течение 28 ч определены механические свойства предел текучести (σ0.2) составил 480 МПа, предел прочности (σв) – 545 МПа и относительное удлинение (δ) – 6.3 %. 3) По результатам микроструктурного анализа испытанных образцов получена база данных толщины деформированных зерен в зависимости от параметров термодеформационной обработки для сплавов с 0.05%Sc и 0.1%Sc (54 записи). 4) С помощью программного комплекса конечно-элементного моделирования DEFORM на основе реологических характеристик были смоделированы процессы прокатки листов сплава 0.1%Sc при температурах 300, 350, 400 и 450 °С на степень деформации 0.3 за проход. По результатам моделирования выявлено, что при температурах 300 и 350 °С лист подвержен сильному выгибанию после прокатки вдоль окружности прокатного вала. При температуре 450 °С лист остается ровным, что ещё раз подтверждает, что данная температура является наилучшей для прокатки листов. 5) Алгоритм экспериментально-расчетных действий построения и реализации физико-математических моделей связи характеристик микроструктуры с параметрами деформационной и термической обработки состоит из следующих последовательных пунктов: 1. Проведение испытаний на осадку на комплексе физического моделирования термомеханических процессов Gleeble 3800: получение реологических характеристик материала и образцов для микроструктурных исследований. 2.1 Моделирование напряжения течения. 2.2 Проведение микроструктурных исследований. 2.3 Моделирование эволюции микроструктуры в процессе динамической рекристаллизации. 3. На основании кривых текучести, полученных в п.1, выбор степени деформации (для проведения метадинамической и статической рекристаллизации) при исследуемых режимах деформации и проведение испытаний на осадку на комплексе Gleeble 3800 с последующим отжигом и получением отклика по пределу текучести в зависимости от его длительности. 4.1 Проведение микроструктурных исследований. 4.2 Моделирование эволюции микроструктуры в процессе метадинамической и статической рекристаллизации. 5. Конечно-элементное моделирование комплекса термодеформационной обработки. 6. Оптимизация параметров термодеформационной обработки до достижения заданной микроструктуры. 6) Подготовлены и приняты к печати 3 публикации: 1. Maxim Khomutov, Anastasia Spasenko, Alexey Sova , Pavel Petrovskiy, Vladimir Cheverikin, Andrey Travyanov, Igor Smurov. Structure and properties of АА7075-SiC composite parts produced by cold spray additive manufacturing // The International Journal of Advanced Manufacturing Technology (2021 г.) 2. Главатских М.В., Барков Р.Ю., Хомутов М.Г., Поздняков А.В. (Glavatskikh M.V., Barkov R.Yu., Khomutov M.G., Pozdniakov A.V.) ВЛИЯНИЕ ИТТРИЯ И ЭРБИЯ НА ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И СТАРЕНИЕ СПЛАВА Al–Zn–Mg–Cu–Zr C ПОВЫШЕННЫМ СОДЕРЖАНИЕМ МЕДИ // ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ (2022 г.) 3. Хомутов М.Г., Поздняков А.В., Главатских М.В., Барков Р.Ю., Чурюмов А.Ю., Травянов А.Я. Влияние режимов термодеформационной обработки на структуру и свойства сплава Al-4.5Zn-4.5Mg-1Cu-0.12Zr-0.1Sc // Металлург (2022 г.) Результаты проекта были обсуждены на конференции МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ И МЕТАЛЛОФИЗИКА ЛЕГКИХ СПЛАВОВ, г. Екатеринбург, 14-16 июня 2021 г. 7) Предложены составы новых перспективных бесскандиевых сплавов: Al-4.5%Zn-4.5%Mg-2.5%Cu-0.2%Zr-0.4%Y и Al-4.5%Zn-4.5%Mg-2.5%Cu-0.2%Zr-1.0%Er. Предел текучести на сжатие при температурах 200 и 250 °С у сплавов AlZnMgCuZrY и AlZnMgCuZrEr выше, чем у сплавов 0.05%, 0.1% и 0.15%Sc. Новые композиции без скандия являются перспективными для разработки на их основе высокотехнологичных алюминиевых сплавов с повышенной кратковременной прочностью вплоть до температуры 250 °С. В данной связи необходимо проведение комплексного фундаментального исследования структуры и свойств новых сплавов.