Аннотация результатов, полученных в 2021 году
1. Проанализированы литературные источники, благодаря чему построен план работы для выбора составов исходных материалов, режимов обработки в планетарной мельнице и последующего компактирования порошка после механического легирования. 1) Была получена лигатура Al-18%Mn-8%Cu, которую подвергали обработке в планетарной мельнице. Изучено влияние твердых частиц наноалмаза и Al2O3 (2 и 5об.%). 2) После предварительной высокоэнергетической обработки лигатуру Al-18%Mn-8%Cu разбавляли алюминием до состава Al-10%Mn-4%Cu. Проводили сравнение предварительно обработанных гранул и смеси без предварительной обработки состава Al-10%Mn-4%Cu. Определяли влияние ПАВ на процесс механического легирования. 3) Исследовали влияние МЛ на эволюцию структуры и микротвердости сплавов Al-10%Mn-4%Cu-(2-5)%Zr и Al-6%Mn-2.6%Cu-5%Zr. 2. Получена заготовка исходного материала и проведена аттестация исходных параметров структуры. Рентгенофазовым анализом в литом состоянии в сплаве идентифицированы алюминиевый твердый раствор и интерметаллиды Al20Cu2Mn3, Al6Mn, CuAl2. Твердый раствор содержал в среднем 3%Сu и 2%Mn, а интерметаллиды от 25 до 36% Mn и 4-11% Cu. Исходный период решетки равен 0.4044 нм. Среднее значение твердости составило 131±18 HV5, тогда как микротвердость матрицы 103±13 HV0.025, а интерметаллидной фазы с марганцем – 404±42 HV0.025. 3. Проанализировано влияние времени механического легирования на параметры структуры системы Al-Mn-Cu, в том числе состав твердого раствора, параметры частиц вторых фаз, размер кристаллитов и микротвердость. 3.1 В результате проведенных экспериментов изучено изменение параметров микроструктуры и фазового состава сплава Al-18%Mn-8%Cu, с добавкой 5об.% наноалмаза, с добавкой 2об.% Al2O3 и 5об.% Al2O3 в процессе высокоэнергетической обработки в планетарной шаровой мельнице в течение 5-20 ч. Определено, что растворение легирующих элементов максимально в сплаве без добавок. Период решетки алюминиевого твердого раствора уменьшается с 0.4045 до 0.4028 нм благодаря растворению меди и марганца в твердом растворе. С увеличением времени размола до 20 часов период решетки алюминиевого твердого раствора увеличивается до 0.4038 нм. Гранулы исходного сплава имеют средний размер 40-59 мкм, порошок с наноалмазом - 48-63 мкм после 5 ч обработки и 190-350 мкм после 20 часов обработки. Средний размер гранул с добавкой Al2O3 уменьшается с 110±25 мкм до 11±2 мкм с увеличением времени обработки. 3.2 После предварительного МЛ лигатуры Al-18%Mn-8%Cu продолжали обработку после разбавления полученного порошка до состава Al-10%Mn-4%Cu. После обработки в течение 20 часов стружки Al-18%Mn-8%Cu период решетки равен 0.4038, при разбавлении уже после 5 часов период решетки снижается, достигая минимума 0.4023 нм после 10 часов, что говорит о растворении марганца. После 20 часов МЛ период решетки растет до 0.4034 нм при 40 часах обработки. Анализ дифрактограмм свидетельствует о выделении из твердого раствора фазы Al6Mn. Значения ОКР равны 20- 25 нм. Микротвердость снижается за 5 часов обработки примерно на 100 единиц, затем существенно растет и достигает максимума после 20 часов обработки (490±22 HV). Микроструктура порошка состоит из наноразмерных зерен с высокоугловыми границами, что подтверждается кольцевой дифракционной картиной. С целью определения влияния на фазовый состав предварительного размола стружку Al-18%Mn-8%Cu без предварительной обработки разбавляли порошком алюминия АДС-6 до состава Al-10%Mn-4%Cu и обрабатывали в планетарной мельнице. Проводили обработку смеси в течение 15 часов. В сразу разбавленной стружке Al-18%Mn-8%Cu без предварительного размола период решетки качественно имеет ту же тенденцию с минимумом значений 0.4031 нм, что соответствует наличию в твердом растворе 4% меди и 4.5% Mn. Выявлено, что добавка ПАВ никак не влияет на микроструктуру гранул и растворимость элементов, однако может повлиять на свойства компакта, за счет выделения карбидов. 3.3 Третьим этапом первого года работы по выбору материалов исследования было определение возможности получения пересыщенного марганцем, медью, и дополнительно дисперсоидообразующим цирконием В связи с этим, были выбраны следующие составы (1) Al-10%Mn-4%Cu-5%Zr, (2) Al-10%Mn-4%Cu-2%Zr, (3) Al-6%Mn-2.6%Cu-5%Zr. Отмечено наличие фаз Al6Mn и Al3Zr (D022), интенсивность которых также уменьшается со временем обработки. Рассчитанный период решетки алюминиевого твердого раствора в системе Al-6%Mn-2.6%Cu-5%Zr непрерывно уменьшается с 0.4047 нм до 0.4044 нм с 2.5 до 7.5 часов обработки, ОКР соответственно тоже снижается с 89±9 нм до 28±2 нм, что говорит о растворении фаз и измельчении структуры. Анализ значений говорит о не полной растворимости элементов. Если предположить, что вся медь растворена в твердом растворе, так как пиков от фаз с медью не обнаружено, период решетки (Al) соответствует до 5% растворенных марганца и циркония. Полученные смеси Al-10%Mn-4%Cu-2%Zr и Al-10%Mn-4%Cu-5%Zr обрабатывали до 15 часов. При обработке в планетарной мельнице в первые 5 часов период решетки уменьшается 0.4032-0.4033 нм, что может говорить о превалирующем растворении марганца, затем период решетки увеличивается до 0.4038-0.4044 нм, что может быть связано с растворением циркония и/или с выделением марганцовистой фазы. Если предположить, что в твердый раствор порошка сплава Al-10%Mn-4%Cu-5%Zr вошла вся медь и 5.7%Mn, то циркония вошло только 3.2%. В структуре помимо твердого раствора алюминия присутствуют частицы фазы богатой марганцем, и наноразмерные частицы фазы Al3Zr. Определено, что использование ПАВ нежелательно. 4. Для сравнения компактировали образцы порошка Al-10%Mn-4%Cu, обработанного в течение 5 часов и суммарно 60 часов, компактировали при температуре 350 °С. Для выбора температуры компактирования были использованы гранулы Al-10%Mn-4%Cu-5%Zr после 15 часов обработки. Определена эволюция микроструктуры, плотность и твердость и субструктура компактов. Образец, подвергнутый длительной обработке, демонстрирует большую объемную долю пор - 7%, против минимальной 0.2% после обработанного в течение 5 часов. Поры непосредственно сказываются на плотности компакта 2.3755 против 2.6312 г/см3. А также микротвердости, в компакте порошка, обработанного в течение 5 часов микротвердость равна 264±30 HV, тогда как после 60 часов обработки в образцах с большой долей пор микротвердость не превышает значений 211±35 HV. Исследовали влияние трех вышеуказанных режимов компактирования. В зависимости от температуры компактирования плотность полученных материалов менялась от 2.5716 и 2.6843 до 2.7342 г/см3 при температурах 350, 375 и 400 °С соответственно. При температуре 350 °С доля пор достигает 12%, при повышении температуры - 4.5-6%. Микротвердость наименьшая при компактировании при низкой температуре 283±56 HV и увеличивается практически в два раза до 522±63 HV с повышением температуры компактирования. Дифракционная картина и Фурье разложение картин высокого разрешения свидетельствуют о сохранении нанокристаллической структуры после компактирования и выделении частиц вторых фаз с L12 структурой и размером 5-12 нм и средним размером 8±2 нм. Плотность выделений не высокая. 5. Проведен теоретический анализ вкладов механизмов упрочнения для Al-Mn-Cu-Zr. Если предполагать, что весь цирконий и марганец выделяется из раствора, основным механизмом упрочнения будет являться дисперсионное твердение, которое на уровне 1000 МПа, гораздо меньший вклад вносят твердорастворное и дислокационное упрочнения равные 358 МПа и 156 МПа соответственно. И незначительное влияние вносят границы зерен, не превышающее 8 МПа. 6. Подготовлен отчет по работе, статья по результатам работы принята к печати журнале Известия вузов. Цветная металлургия, подготовлена статья для загрузки в Metals. Представлено 2 доклада (устный и заочный) на научной конференции XХI Уральской школе-семинар металловедов — молодых ученых. Принято участие в Международной научной конференции студентов, аспирантов и молодых учёных «Ломоносов-2022».

Аннотация результатов, полученных в 2022 году
На втором этапе работы определены технологические параметры получения композиционных материалов на основе сплавов Al-7.6% Mn-3.5% Cu и Al-3.8%Mn-1.5%Cu с 5%Zr и без циркония, а также сплавах сравнения, полученных кристаллизацией, с высокой плотностью наноразмерных дисперсоидов, в т.ч. фаз с квазикристаллической и L12 структурой. После 15 ч обработки в планетарной шаровой мельнице средний размер зерен алюминиевого твердого раствора составил 9 ± 1 нм, а средний размер остаточных интерметаллидных частиц 30 ± 5 нм. Исходная микротвердость Al-7.6% Mn-3.5% Cu-5%Zr составила 544±30 HV, без циркония 440±50 HV. На примере сплава Al-2%Cu-2%Mn показано, что после длительного отжига при 300-350 (до 100 ч) происходит образование равноосных выделений квазикристаллической I-фазы, а при повышении температуры до 400-450°С образуются кристаллические фазы. Для выбора режима компактирования более легированных сплавов проведен отжиг гранул в интервале температур 250-450 °С. Прирост твердости после отжига при низких температурах 250-300 °С несущественен даже после 30 ч, тогда как при повышенных температурах в процессе отжига микротвердость росла после 2-4 часов выдержки. После отжига обнаружены дисперсоиды c квазикристаллической и упорядоченной структурой в сплаве с цирконием. Путем анализа микроструктуры, фазового состава, микротвердости гранул, выбрана температура отжига около 350 °С, обеспечивающая высокую плотность наноразмерных дисперсоидов. Проанализированы режимы термодеформационной обработки гранул на структуру и свойства композиционных материалов. Для сравнения режимов компактирования получены компакты Al-7.6% Mn-3.5% Cu и Al-3.8%Mn-1.5%Cu с 5%Zr и без при температурах 250-400 °С и 0,7 - 4 ГПа. Определены закономерности влияния температуры, времени отжига, степени деформации компактов путем оценки структуры и механических свойств. На примере Al-7.6% Mn-3.5% Cu компактированием при повышенной 375 и 400 °С показано влияние времени выдержки под нагрузкой. С повышением температуры с 375 и 400 °С плотность закономерно растет с 2,75 до 2,88 г/см3, пористость снижается с 15 до 10 %, микротвердость составляет в среднем 300±10 HV. С увеличением времени выдержки под нагрузкой плотность заготовки повышается. Для анализа влияния параметров обработки в сравнении с компактами Al-7.6%Mn-3.5%Cu-5%Zr, полученными при усилии в 40 т (0,7 ГПа) исследовали компакт, спрессованный при усилии в 4 ГПа. При усилии 4 ГПа плотность компакта равна 2,98 г/см3, что меньше расчетной 3,08 г/см3, минимальная доля пор - 2%. Средние значения микротвердости такого компакта равны 495±18 HV. Гранулы Al-7.6%Mn-3.5%Cu-5%Zr (Al-3.8%Mn-1.5%Cu-5%Zr) компактировали при температурах в интервале 350-400 °С с выдержкой 6 минут. Максимальная плотность 2,81 г/см3была достигнута при 375 °С, пористость ниже 5%. Микротвердость компактов достигает максимума 522±13 при температуре компактирования 375 °С. Рентгенофазовым анализом идентифицированы алюминиевый твердый раствор и интерметаллиды фаз Al6Mn и фазы с квазикристаллической структурой, период решетки фазы (Al) увеличивается ввиду распада твердого раствора, средний размер ОКР составил 25-35 нм. Температура 375 °С выбрана как наиболее подходящая для компактирования. Проанализирован распад твердого раствора алюминия и стабильность структуры матричного твёрдого раствора композиционных материалов, полученных по разным режимам термомеханической обработки. В сплаве без циркония выявлен рост микротвердости с 300 до 400 HV за счет распада, инициированного отжигом. При отжиге компакта, полученного из гранул после 20 ч обработки, распад происходит за счет механического легирования и максимальные значения микротвердости снижаются с 540 до 450 HV. В компактах с добавлением циркония при разной температуре значения микротвердости сначала снижаются, что вероятно из-за роста зерна с ~10 до 50-80 нм, по данным микроструктурного и рентгеноструктурного анализа, затем достигают максимума за счет образования дисперсных частиц, и далее микротвердость снижается ввиду огрубления дисперсоидов. Максимум величины микротвердости смещается в сторону меньшего времени при увеличении температуры c 300 до 400 °С. Образцы, вырезанные из компактов, размерами 5×5×7,5 мм подвергали сжатию (0.001 1/с) при комнатной температуре. В сплаве Al-7.6% Mn-3.5% Cu, предел текучести 870 МПа, предел прочности - 900 МПа, деформация до разрушения составила 0,3%. В образцах малолегированных сплавов Al-2%Cu-2%Mn отожженных в том де интервале температур на максимум твердости, предел текучести на порядок ниже, равен 82-108 МПа более легированного образца, полученного компактированием механически-легированных гранул. Сплав с цирконием имел предел прочности до 610 МПа ввиду преждевременного разрушения, что объяснено упрочнением гранул при компактировании из-за образования L12 дисперсоидов. После высокотемпературного сжатия при 350 °С образцы компактированных при разной температуре гранул Al-7.6% Mn-3.5% Cu (5%Zr) разрушались после значительной пластической деформации 37-43 %. Предел прочности при данной температуре зависит от режима обработки и состава сплава. Максимальное значение предела текучести достигнуто в сплаве без циркония и составило 209-224 МПа после обработки при 400 °С. Предел текучести и предел прочности, 100 и 230 МПа, у сплава с цирконием, обработанного при 350 °С и отожженного при той же температуре, что объясняется высокой остаточной пористостью. Для сплава с цирконием, максимальные значения предела текучести 190 МПа, предела прочности 445 МПа в компактах, обработанных при 375 °С после отжига при данной температуре. Кривые деформации, образцов сжатых до 10%, представляют собой классические кривые сжатия, где наблюдается участок упругой и пластической деформации. Установлено наличие хрупко-вязкого разрушения во всех образцах. Разрушение проходит преимущественно по границам гранул. Рассчитаны теоретически вклады разных механизмов упрочнения в предел текучести при комнатной температуре на примере сплава Al-7.6% Mn-3.5% Cu, вклад твердорастворного упрочнения составил 124 МПа, механизма дисперсионного упрочнения примерно 400 МПа, дислокационной составляющей 40 МПа, и вклад упрочнения от границ зерен составляет 280 МПа. В сумме данные значения дают 844 МП, что близко к экспериментальному пределу текучести сплава. Изменение структуры поверхности компактов после деформации при повышенной температуре со скоростями характерными для явления ползучести показывает, что деформация локализуется на границах гранул с образованием «усов», при этом появляется деформационный рельеф поверхности, который может свидетельствовать о зернограничном скольжении, так как гранулы имеют нанозеренную структуру, также в отдельных участках выявлены складчатые зоны с локализованной деформацией, что говорит о появлении ювенильной поверхности и обычно связано с диффузионным массопереносом. Вклад межгранульной деформации достигает 58% в компактах, полученных в неоптимальных условиях и только 18% в компакте с малой пористостью, полученном по оптимальному режиму. По результатам второго года исследований опубликовано три научные статьи в журналах первого квартиля и представлено три доклада на научных конференциях.