Харків - 2006

Дисертацією є рукопис.

Робота виконана у Інституті електрофізики і радіаційних технологій Національної академії наук України.

Науковий консультант: доктор фізико-математичних наук, професор Кузнецова Раїса Іванівна, Інститут електрофізики і радіаційних технологій НАН України, провідний науковий співробітник.

Офіційні опоненти: 1. Академік НАН України, доктор фізико-математичних наук, професор Неклюдов Іван Матвійович, Національний науковий центр „Харківський фізико-технічний інститут” НАН України, генеральний директор.

2. Доктор фізико-математичних наук, професор Мамалуй Андрій Олександрович, Національний технічний університет “Харківський політехнічний інститут”, завідувач кафедри загальної та експериментальної фізики.

3. Доктор фізико-математичних наук, професор Петченко Олександр Матвійович, Харківська національна академія міського господарства, завідувач кафедри фізики.

Провідна установа: Інститут проблем матеріалознавства ім. І.М. Францевича НАН України, секція Вченої ради з фізики міцності та пластичності матеріалів.

Захист відбудеться “27”лютого 2006 р. о 13.30 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 64.245.01 у Інституті електрофізики і радіаційних технологій НАН України за адресою: 61003, м. Харків, вул. Гамарника, 2, корпус У-3, НТУ “ХПІ”, ауд. 204.

З дисертацією можна ознайомитись у бібліотеці Інституту електрофізики і радіаційних технологій НАН України за адресою: 61024, м. Харків, вул. Гуданова, 13. Відзив на автореферат дисертації надсилати на адресу: 61002, м. Харків, вул. Чернишевського, 28, а/с 8812.

Автореферат розісланий “24”січня 2006 р.

Вчений секретар спеціалізованої вченої ради Д 64.245.01

В.В. Литвиненко

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

Основний зміст роботи

У вступі обґрунтовано актуальність теми та описано стан дослідження проблеми, визначено мету і задачі роботи, об'єкт, предмет та методи дослідження, сформульовано новизну здобутих результатів, їх наукову та практичну значимість, наведено відомості про апробацію результатів роботи, зазначено обсяг і структуру дисертації.

У першому розділі “Ефект надпластичності полікристалічних матеріалів. Огляд літератури” зроблено огляд літератури з надпластичності. Приймаючи до уваги велику кількість робіт з цієї тематики, основну увагу було приділено тим питанням, які в даний час є дискусійними і мають безпосереднє відношення до мети дисертаційної роботи. На основі огляду літератури було зроблено висновок про важливість вивчення закономірностей та фізичних механізмів проявлення ефекту високотемпературної надпластичності. Зазначається, що такі дослідження неможливі без детального вивчення причин часткового плавлення матеріалів, що проявляють ефект високотемпературної надпластичності. Важливими є відомості про еволюцію рідкої фази під час надпластичної деформації, оскільки це може мати прямий зв'язок з ресурсом пластичності за умови, коли надпластична деформація матеріалу здійснюється при наявності в ньому включень рідкої фази. Огляд літератури показав, що до теперішнього часу відсутні будь які розрахунки часу існування рідкої фази в матеріалі, що надпластично деформується. Велике значення для розуміння фізики високотемпературної надпластичності можуть дати результати термоактиваційного аналізу процесу високотемпературної надпластичної деформації та їх фізичне трактування.

У другому розділі “Матеріали і методики проведення експериментальних досліджень” обґрунтовано вибір матеріалів для проведення досліджень та зроблено опис методик експериментальних досліджень.

Матеріалами для досліджень було обрано промислові та модельні матричні сплави на основі алюмінію. Дані про хімічний склад та вихідний структурний стан матеріалів для досліджень містяться в наступних розділах роботи. Однак зазначимо, що основними легуючими елементами в досліджених сплавах є Mg, Cu, Si, Li та Ge, розчинність яких суттєво збільшується з підвищенням температури. Сплави, на яких були проведені дослідження, відносяться до систем, які мають з боку алюмінію евтектичні діаграми стану з основними легуючими елементами або з їх з'єднаннями. Ряд експериментів було проведено на електролітичних фольгах міді.

Механічні випробування зразків проведені в режимі повзучості при сталому дійсному механічному напруженні , що дало можливість коректно визначити феноменологічні параметри надпластичної деформації зразків. Швидкість надпластичної деформації визначали з кривих повзучості, побудованих у координатах дійсна деформація - час. Дані про швидкості дійсної деформації зразків , деформованих при різних механічних напруженнях, використовували для побудови залежностей . Показник чутливості напруження течії до зміни швидкості деформації m визначали з кривих шляхом їх диференціювання. Енергію активації надпластичної деформації визначали із залежностей . Металографічні, топографічні та фрактографічні дослідження проведені з використанням різноманітних стандартних методик світлової та растрової електронної мікроскопії. Середній розмір зерен у зразках розраховували за методом випадкових січних. Відносний об'єм пористості у зразках визначали за допомогою лінійного методу визначення структурного складу сплаву. Внески зерномежевого проковзування та внутрішньозеренної деформації у загальну деформацію зразків визначали за зміщенням попередньо нанесених рисок на межах зерен. Тонку структуру сплавів досліджували з використанням методик просвічувальної електронної мікроскопії. Фазовий склад зразків і хімічний склад їх локальних мікрооб'ємів досліджували з використанням методів рентгеноструктурного аналізу та рентгенівського енергодисперсійного мікроаналізу, відповідно. Для вивчення фазових перетворень, які вірогідно здійснюються у ході нагрівання зразків сплавів до температур, при яких вони проявили ефект високотемпературної надпластичності, використано метод диференціального термічного аналізу. Трактували результати такого аналізу, застосовуючи літературні дані про діаграми стану сплавів та їх фазовий склад.

У третьому розділі “Механічна поведінка сплавів на основі алюмінію в умовах високотемпературної надпластичності” встановлено температурно-швидкісні умови проявлення ефекту надпластичності низкою сплавів на основі алюмінію при високих гомологічних температурах.

Механічні випробовування сплаву Al-Mg-Cu-Si (Al-1%Cu-1%Mg-0,6%Si-0,3%Mn-0,1%Zr, % масові) проведені в інтервалі температур Т = 733 853 К і напружень = 2,5 11,0 МПа. Встановлено, що Т = 833 К і = 4,0 МПа є оптимальними умовами для проявлення високотемпературної надпластичності цим сплавом. Максимальне видовження до зруйнування в цих умовах складає 200%. Для кривих повзучості зразків сплаву, які були деформовані при Т = 813833 К, є характерною наявність двох стадій плину. Зазначимо, що швидкість деформації при Т = 833 К і = 4,0 МПа на другому етапі плину є меншою за швидкість деформації на першому етапі майже в 5 разів. Феноменологічний аналіз показав, що надпластичним є плин тільки на першому етапі (m1 = 0,55), тоді як на другому етапі здійснюється звичайна гаряча деформація (m2 = 0,22.).

Механічні випробовування сплаву АМг6 (Al-(5,8-6,8)%Mg-(0,5-0,8)%Mn, % масові) були проведені в інтервалі температур Т = 713833 К і напружень = ,0 МПа. Зразки цього сплаву проявили надпластичність тільки в інтервалі високих гомологічних температур Т = 773813 К. Максимальні значення показника m в цьому інтервалі температур перевищують величину 0,3 і монотонно збільшуються з ростом температури, досягаючи значення 0,72 в оптимальних умовах високотемпературної надпластичності. Максимальне відносне видовження зразків до зруйнування = 235 % спостерігається при у = 4,5 МПа і Т = 813 К. Аналіз кривих повзучості сплаву при Т = 813 К показав, що зразки накопичують основну деформацію практично при постійних швидкостях істинної деформації.

Встановлено, що для сплавів 1420, 1421 та 1423, які є сплавами системи Al-Mg-Li, оптимальною температурою високотемпературної надпластичної деформації є Т = 773 К. Максимальне для сплаву 1420 склало 500 % при прикладеному напруженні = 8,0 МПа, для сплаву 1421 = 530% при = 4,0 МПа, а для сплаву 1423 = 600 % при = 3,5 МПа. Величина максимального значення коефіцієнта m для сплаву 1420 складає 0,67, для сплаву 1421 0,65, а для сплаву 1423 максимальне m склало 0,44.

Механічні випробування сплавів 1450 та 1460, які є сплавами системи Al-Cu-Li проведені в інтервалі температур Т = 753 853 К і напружень = 2,5 6,0 МПа. Оптимальними умовами проявлення високотемпературної надпластичності сплаву 1460 є Т = 793 К і = 3,5 МПа. Відносне видовження до зруйнування зразків, деформованих в цих умовах, склало 1000%. Однак на залежності максимальних від T є ще один пік підвищеної пластичності при Т = 823 К ( = 720%), який спостерігається також при = 3,5 МПа. Аналіз ходу кривих повзучості показав, що зразки сплаву 1460 накопичують основну деформацію на двох або трьох етапах надпластичного плину. Максимальне видовження до зруйнування зразків сплаву 1450 ( = 870 %) спостерігається при Т = 823 К і = 3,5 МПа.

Механічні іспити сплаву Д16 (Al-4,8%Cu-1,5%Mg-0,8%Mn, % масові) проведені в інтервалі температур Т = 713783 К. Максимальне = 133% реалізується при Т = 773 К і = 3,0 МПа. Значення показника m при цьому склало 0,7, що характерно для проявлення матеріалом надпластичності.

Аналіз механічної поведінки матеріалів в умовах високотемпературної надпластичності показав, що її феноменологічні показники, а саме: немонотонна залежність видовження до зруйнування від прикладеного напруження з максимумом в оптимальних умовах, сигмоподібна залежність та високі значення показника m, є такими ж, як і для звичайної структурної надпластичності. Температурні залежності максимального видовження до зруйнування мають максимум в оптимальних умовах високотемпературної надпластичності.

У четвертому розділі “Структурні зміни в умовах високотемпературної надпластичної деформації” приведені результати дослідження особливостей розвитку структурного стану під час високотемпературної надпластичної деформації досліджених сплавів, результати механічних випробувань яких було приведено в попередньому розділі. Основну увагу було приділено вивченню зеренної структури, деформаційного рельєфу, пористості та волокнистих утворень.

Вивчення вихідної зеренної структури матеріалів, що проявили високотемпературну надпластичність, показало, що ця структура може бути різного типу, а зерна різної форми та розміру. Вона може бути досить рівноосною та ультрадрібнозеренною, як у сплавах 1421, 1460, Д16 і АМг6. Однак вона може бути і досить крупнозернистою з 40 мкм (Al-Mg-Cu-Si), 50 100 мкм (1423, 1450), а також бути крупнозернистою та мати металографічну текстуру, розміри зерен в одному напрямку 40 ч 70 мкм, а в перпендикулярному до нього 10 ч 15 мкм (1420). Слід зазначити, що в сплаві 1450 мікроструктура з середнім розміром зерна = 36 мкм формується у зразках безпосередньо у ході їх деформування шляхом динамічної рекристалізації вже до 25 50 % їх деформації, а в сплаві 1423 така ж структура формується до 70 100 % їх деформації. В той же час в сплаві 1420, для вихідного стану якого характерна наявність металографічної текстури, навіть до деформації 235 % структура ще не є повністю рекристалізованою, в ній, як і раніш, присутні витягнуті зерна. Таким чином, вихідна зеренна структура не відіграє важливої ролі для реалізації ефекту високотемпературної надпластичності. Тим більше, навіть якщо в матеріалі на початкових етапах деформації не здійснюється формування дрібнозернистої структури, а навіть розмір зерна може ще й збільшуватися, тим не менш, проявлення ефекту високотемпературної надпластичності має місце. Хоча, безперечно, має місце вплив розміру зерна на такий показник як максимальне видовження до зруйнування зразків, що проявляють високотемпературну надпластичність. Відносну стабільність зеренної структури при достатньо високих гомологічних температурах забезпечує наявність в структурі зразків сплавів дисперсних частинок Al3Zr, Al3Sc або Al3(Zr,Sc)x, а також інших дисперсоїдів, таких як Al2Mn, Al6Mn, Al12CuMn2, Al2Cu та інших, які не коагулюють при високотемпературній деформації. Але, незважаючи на наявність частинок дисперсоїдів, практично для всіх досліджених у роботі сплавів під час високотемпературної надпластичної деформації спостерігається ріст зерен. Для одних сплавів він є незначним, для інших більш суттєвим.

Розвиток деформаційного рельєфу в умовах проявлення матеріалом високотемпературної надпластичності має ряд особливостей. При незначних деформаціях спостерігаються чіткі розриви реперних рисок, які були попередньо нанесені на відполіровану поверхню зразка, і їх значні зміщення на межах сусідніх зерен, що свідчить про інтенсивне здійснення зерномежевого проковзування. Зокрема, розрахунки показали, що на початкових стадіях надпластичної деформації вклад зерномежевого проковзування в загальну деформацію сплаву АМг6 сягає 72 %. Для сплаву Al-Mg-Cu-Si вклад зерномежевого проковзування в загальну деформацію на першому етапі плину, коли деформація є надпластичною, складає 62 %. При більш значних деформаціях деформаційний рельєф приймає дещо інший вигляд. Присутні типові для надпластичності фрагменти деформаційного рельєфу, де чітко видно проковзування зерен а також фрагменти деформаційного рельєфу, які нагадують в'язку плинність матеріалу. Також на деформаційному рельєфі можна спостерігати окремі округлі зерна, які на своїх кромках мають бахрому у вигляді невеликих тонких ниток. Такі особливості деформаційного рельєфу за звичай не спостерігаються при проявленні матеріалами структурної надпластичності, а є характерними тільки для високотемпературної надпластичності. Особливості морфології цих зерен можуть бути пов'язані з тим, що зразки сплавів при температурі випробувань, імовірно, знаходились в твердо-рідкому стані. В цьому випадку зовнішні прошарки зерен могли бути розплавленими і тому зразки змінювали свій поверхневий рельєф у результаті здійснення процесів в'язкого деформування міжзеренних прошарків під час надпластичної деформації. На поверхні робочих частин зразків можна бачити локальні ділянки, які утворилися в результаті затвердіння матеріалу, який був рідким при температурі надпластичної деформації.

Для структури матеріалів, які були здеформовані в умовах високотемпературної надпластичності, є характерним наявність зерномежевої пористості. Морфологія пористої структури в таких матеріалах є різноманітною. Різницю можна спостерігати як в залежності від матеріалу, так і в одному матеріалі може спостерігатися пористість різної морфології. Однак характерним є те, що в структурі матеріалів, що проявили високотемпературну надпластичність, як і у випадку звичайної структурної надпластичності, присутні ізольовані зерномежеві пори, які приймають участь у здійсненні позеренного масопереносу. В структурі більшості з досліджених матеріалів, що проявили високотемпературну надпластичність, можна спостерігати пористість і іншої морфології, а саме макроскопічні порожнини, які видовжені вздовж напрямку розтягу. При цьому зустрічаються крупні еліпсоподібні порожнини, розміри яких в десятки і сотні разів перевищують розмір зерна. Такі макропори розділені ділянками матеріалу, який, судячи з морфології пор, що присутні в цих ділянках, а саме: ізольованих пор та пор-комплексів, деформувався надпластично. Деякі несуцільності мають форму розгалужених каналів, які, певно, є початковим етапом розвитку макропорожнин. Особливо слід зазначити, що для всіх досліджених сплавів, що проявили високотемпературну надпластичність, у робочій частині здеформованих зразків, не виявлено магістральних тріщин, перпендикулярних до напрямку розтягу, присутність яких є характерною для заключної стадії розвитку пористості у випадку проявлення структурної надпластичності у твердому стані. Загальний об'єм пористості в структурі здеформованих сплавів може бути значним і сягати 30 %, однак це не заважає зразкам деформуватися надпластично.

Слід зазначити, що в зразках сплавів, що деформуються в умовах високотемпературної надпластичності, здійснюються і такі структурні зміни, які раніш ніколи не спостерігалися при надпластичній деформації зразків, що проявили мікрозеренну структурну надпластичність у твердому стані. До найбільш характерних таких структурних змін належить утворення та розвиток волокон, що спостерігаються у відкритих приповерхневих порах і тріщинах, а також на поверхні зламів зразків (рис. 1). Волокна присутні практично у всіх досліджених у роботі сплавах. Їх можна спостерігати вже при величині деформації зразків 20 100 %. Середній діаметр волокон складає 0,2 4,0 мкм, а довжина більшості з них корелює з лінійним розміром поверхневих пор і тріщин в напрямку осі розтягу зразка і може сягати 100 мкм, а іноді і перевищувати цю величину. Встановлено, що морфологія волокон в різних сплавах має багато загальних рис, але є і розбіжності. Поряд з тонкими гладкими волокнами, які найчастіше спостерігаються у доведених до зруйнування в умовах високотемпературної надпластичності зразках (див. рис. 1, а), присутні також волокна, які мають багато каплеподібних утворень, з'єднаних тонкими волокнами-перемичками, а також волокна, схожі на сталактити і сталагміти (див. рис. 1, б). Для волокон, які спостерігаються на поверхнях руйнування зразків є характерним наявність численних перегинів (див. рис. 1, г). Для цих волокон є характерним поступове зменшення їх товщини. Встановлено, що вищезазначені морфологічні особливості волокон є характерними для тих з досліджених сплавів, які містять у своїй хімічній композиції Mg. В тих же сплавах, де такий елемент відсутній, а основним легуючим елементом є Cu, волокна мають дещо інший вигляд (див. рис. 1, в). Вони нагадують ламінарні струмені. Однак такі волокна також бувають як суцільними, так і розірваними.

Для того, щоб зрозуміти природу волокон було визначено їх хімічний склад. Такі дослідження були проведені з більшістю вивчених у цій роботі сплавів. Було встановлено, що для тих сплавів, у складі яких є магній (АМг6, 1420, 1421, 1423, Д16, Al-Mg-Cu-Si), якраз його концентрація у волокнах значно вища ніж середня у сплаві. Вздовж волокна, як правило, магній розподілений неоднорідно. Якщо ж волокно має каплеподібні утворення, то концентрація магнію в цих утвореннях є більш високою, ніж у нитковидних перемичках між ними. Застосування спеціальної методики рентгенівського енергодисперсійного мікроаналізу дало можливість знайти такі елементи як кисень та вуглець в матеріалі волокон. Якщо ж у складі сплаву магній є відсутнім (наприклад сплави 1450 та 1460) то волокна в таких сплавах збагачені міддю та кремнієм у порівнянні з середньою концентрацією цих елементів у сплавах. Таким чином, можна відзначити два характерні фактори. По-перше, у волокнах підвищена концентрація легуючих елементів у порівнянні з середньою в сплаві, а, по-друге, волокна в процесі свого розвитку окислюються. В середньому ж концентрація легуючих елементів у волокнах складає величину, яка приблизно є концентрацією, яка відповідає ліквідус. Це свідчить про те, що під час деформування волокна були рідкими.

Загальний вигляд і морфологічні особливості волокон, концентрація хімічних елементів в них а також температурні умови проявлення надпластичності дослідженими в цій роботі сплавами дають підґрунтя говорити про те, що утворення волокон під час надпластичної деформації безпосередньо зумовлене наявністю рідкої фази в структурі сплавів. Безперечно, зважаючи на те, що в складі волокон є присутнім кисень, кінетику розвитку волокон потрібно розглядати разом з кінетикою окислення основних елементів, з яких складаються волокна. При концентрації Mg більшою ніж 1,5% (а його концентрація у волокнах, досліджених у цій роботі сплавів, є значно вищою за цю величину) окисна плівка складається практично з чистого магнезиту і є крихкою. Таким чином, у випадку зародження та розвитку приповерхневої пори, одночасно з розкриттям пори в ній будуть розвиватися волокна із в'язкого матеріалу, зосередженого в зоні зародження пори. Утворення та розвиток волокон буде здійснюватися шляхом в'язкого плину рідкої фази зі швидкістю, яка дорівнює швидкості розкриття пори. Сприятливою умовою при цьому є якраз те, що оксидна плівка, яка утворюється на поверхні рідкофазного включення буде крихкою, що, таким чином, не буде перешкоджати формозміні такого включення. Крім цього, слід також приймати до уваги те, що розчинення магнію в рідкому алюмінії призводить до зменшення його рідкоплинності.

Приймаючи до уваги морфологію волокон а також наявність оксидних плівок на них, що, як відомо, не сприяє здійсненню розтікання розплаву на поверхні зерен, пор і тріщин, можна завбачити, що в структурі досліджених сплавів розплавлений зерномежевий матеріал знаходиться у вигляді ізольованих включень на межах зерен а також у вигляді тонких прошарків на окремих ділянках меж зерен. Якраз із цих включень рідкої фази і розвиваються волокна.

Як вже було встановлено (див. рис. 1, б), на деяких волокнах є присутніми каплеподібні утворення. Той факт, що в волокнах досліджених сплавів окремі каплі або групи капель утворюються лише на деяких волокнах і що концентрація Mg в каплях є більш високою ніж у перемичках, що їх з'єднують, вказує на те, що морфологія таких волокон зумовлена властивостями в'язкого рідкого розплаву, з якого вони утворюються. Напевно, найбільш значимими факторами, що впливають на утворення капель на волокнах є поверхнева енергія та в'язкість розплаву.

Дослідження процесів руйнування матеріалів, деформованих в умовах високотемпературної надпластичності, виявили наявність ряду закономірностей, які є спільними зі структурною надпластичністю, а також і наявність деякої специфіки, характерної тільки для високотемпературної надпластичності. На фрактограмах можна спостерігати ряд деталей, які характерні для зламів зразків, деформованих в твердому стані а також деталі, які є типовими для зламів матеріалів, зруйнованих в твердо-рідкому стані. Встановлено, що на макрорівні руйнування в умовах високотемпературної надпластичності має квазікрихкий характер. На мікрорівні для фрактограм є характерним наявність ділянок крихких зламів, на поверхні яких присутні каплеподібні утворення, та витягнутих піків, що може бути результатом розриву в'язко здеформованих перемичок між макропорами. В цілому ж руйнування матеріалів, деформованих в умовах високотемпературної надпластичності, має змішаний характер: квазікрихкий на макрорівні та змішаний на мікрорівні.

У п'ятому розділі „Термічний та термоактиваційний аналіз сплавів, що проявляють високотемпературну надпластичність” приведено результати дослідження причин, що приводять до проявлення матеріалами високотемпературної надпластичності. Цей розділ також містить результати термоактиваційного аналізу надпластичної деформації а також росту та заліковування пор в ході деформації.

Про можливі причини виникнення рідкої фази при температурах реалізації надпластичності можна судити, проводячи диференціальний термічний аналіз. Такі дослідження були проведені для ряду досліджених сплавів (Al-Mg-Cu-Si, АМг6, 1420 і 1460). В ході нагрівання сплавів від кімнатної температури до температур, при яких сплави проявляють ефект високотемпературної надпластичності, на кривих диференціального термічного аналізу спостерігаються ендотермічні піки або перегини, які свідчать про те, що в них здійснюються фазові перетворення, результатом яких може бути утворення рідкої фази. Причинами ж виникнення включень рідкої фази у зразках сплавів, що проявили ефект високотемпературної надпластичності, може бути плавлення нерівноважних евтектичних складових та перитектичні реакції, плавлення інтерметалідних фаз з низькою температурою плавлення, або частин таких фаз, локальне плавлення твердого розчину, який містить підвищену концентрацію легуючих елементів. Можливе також локальне плавлення, яке здійснюється під час самої деформації через адіабатичний розігрів.

Аналіз літературних даних про фазовий склад досліджених сплавів дає підстави говорити про наступне. Ендотермічний пік на кривій диференціального термічного аналізу сплаву Al-Mg-Cu-Si може бути викликаний плавленням нерівноважної евтектики Al + Mg2Si + Si L (Т = 828 К) та реакціями (Т = 821 К) і (Т = 850 К). Для сплаву 1460 при температурах, де проявляються обидва максимуми пластичності, спостерігається протяжний ендотермічний пік. Перший максимум пластичності корелює з температурою реакцій Al + Al7,5Cu4Li + Al2CuLi L (Т = 791 К) та Al + Al7,5Cu4Li L + CuAl2 (Т = 795 К), а другий з температурою реакції Al + CuAl2 L (Т = 821 К). Для сплаву АМг6 ендотермічними реакціями, згідно яких можливе утворення рідкої фази, є (Т = 710 К) та (Т = 723 К), температури яких співпадають з початком нарощування показників надпластичного плину.

Найкращі показники високотемпературної надпластичності досягаються при високих гомологічних температурах, які складають величину 0,850,96 від температури солідус, хоча ознаки надпластичного плину розпочинають проявлятися уже з моменту появлення рідкої фази в структурі сплавів. Виходячи з цього можна вважати, що термін високотемпературна надпластичність слід відносити до надпластичності полікристалічних матеріалів за наявності в них вкраплень рідкої фази, розташованих на межах зерен, тобто для полікристалів, які знаходяться в твердо-рідкому стані.

Важливу інформацію для розуміння механізмів надпластичної деформації дає термоактиваційний аналіз, однією з складових якого є визначення енергії активації. Значення енергії активації дають можливість трактувати діючі деформаційні механізми у випадку реалізації структурної надпластичності з притягненням дифузійних процесів. Однак, в умовах реалізації високотемпературної надпластичності, коли деформація здійснюється за наявності в матеріалі локальних включень рідкої фази, ситуація є дещо іншою.

Залежності ln = f(103/Т), з нахилу яких були здобуті значення енергії активації надпластичної деформації Q, будували для швидкостей деформації, які реалізуються при тих прикладених напруженнях, які є оптимальними для високотемпературної надпластичної деформації матеріалу. Було встановлено, що енергія активації високотемпературної надпластичної деформації сплаву 1421 змінює своє значення в залежності від температури випробувань. Так, в інтервалі температур Т = 723 773 К значення Q1 складає величину 10814 кДж/моль. Для Т 773 К енергія активації зростає і в інтервалі температур Т = 773 803 К значення Q2 складає величину 15216 кДж/моль. Енергія активації надпластичної деформації сплаву 1460 складає величину 76 8 кДж/моль. Ці величини близькі до значень або зерномежевої або об'ємної дифузії в алюмінії. В той же час для сплаву АМг6 значення Q складає величину 44024 кДж/моль, а для сплаву системи Al-Mg-Cu-Si на першому етапі надпластичного плину Q складає величину 322 кДж/моль, що не можна пояснити в рамках здійснення дифузійних процесів. Перехід до другого етапу плину сплаву Al-Mg-Cu-Si, коли він не є надпластичним, супроводжується зміною величини Q до значення 151 кДж/моль, яке відповідає енергії активації об'ємної дифузії в алюмінії.

Аналізуючи здобуті величини значень енергії активації з притягненням відомостей про залежність максимальних від температури можна побачити таку закономірність. Великі значення енергії активації спостерігаються для тих сплавів, для яких максимальне реалізується при температурах, які є дуже близькими до температури солідус. Такі закономірності, певно, пов'язані з природою походження, кількістю та розташуванням рідкої фази в структурі сплавів. Слід зазначити, що для алюмінієвих сплавів, які проявляють структурну надпластичність в твердому стані, енергія активації надпластичної деформації співпадає з енергією активації зерномежевої або об'ємної самодифузії. Таким чином, можна завбачити, що в умовах високотемпературної надпластичної деформації, коли матеріал містить включення рідкої фази, не дифузія, а вже інший термоактиваційний процес має бути відповідальним за надпластичну поведінку матеріалу.

Як відомо, надпластична деформація практично завжди супроводжується пороутворенням. В її ході здійснюється зародження пористості, її ріст, а також і заліковування. Слід зазначити, що до цього часу не було здійснено прямого термоактиваційного аналізу процесу розвитку зерномежевої пористості в умовах як структурної, так і високотемпературної надпластичності. Тому в цій роботі було розроблено методику визначення енергії активації розвитку (росту та заліковування) ізольованої зерномежевої пористості в умовах надпластичного плину та застосовано цю методику на ряді матеріалів (електролітичні фольги міді, сплави Al-4мас.%Cu, Al-Mg-Cu-Si.). Встановлено, що величини енергії активації розвитку зерномежевих пор співпадають із загальною енергією активації надпластичної деформації. Це говорить про те, що процес розвитку ізольованих зерномежевих пор в умовах надпластичної деформації зразків як в твердому стані, так і в твердо-рідкому, знаходиться у тісному взаємозв'язку із зерномежевим проковзуванням і контролюється тими ж мікромеханізмами, що і сам надпластичний плин.

У шостому розділі „Контактне плавлення як причина зародження рідкої фази. Модель меж зерен і зерномежевого проковзування в умовах високотемпературної надпластичності” розглянуто ефект контактного плавлення як одну з важливих причин виникнення рідкої фази при проявленні матричними сплавами надпластичності при температурах нижчих рівноважного солідусу. Приймаючи до уваги те, що еволюція рідкої фази здійснюється в ході самої деформації, в цьому розділі розглядається питання про ресурс високотемпературної надпластичності. Запропоновано мезоскопічну модель меж зерен матеріалів, що проявляють високотемпературну надпластичність, та модель здійснення зерномежевого проковзування в цих умовах. Обґрунтовано величини енергії активації високотемпературної надпластичної деформації.

Крім тих причин виникнення рідкої фази в сплавах, про які було повідомлено в п'ятому розділі, можна назвати ще одну, а саме ефект контактного плавлення. Яким би багатофазним у вихідному стані не був складнолегований матричний сплав, на міжфазній межі матриці з включенням є контакт двох фаз ? матричної фази та фази конкретного включення, і тому процеси, які відбуваються на контактній (міжфазній) межі, можна розглядати на основі бінарної діаграми стану. Для того, щоб на міжфазній межі матриця-включення реалізувався ефект контактного плавлення, необхідно, щоб діаграма стану цієї бінарної системи була евтектичного типу, подібною до тієї, яка представлена на рис. 2. Вона в загальному випадку є частиною складної діаграми стану системи А ? В, що має проміжну фазу , яка з компонентом А утворює евтектичну діаграму стану.

Розглянемо випадок, коли зі сторони основного компонента А є розчинність компонента В в фазі ? твердому розчині на основі А, яка значно змінюється з температурою, а зі сторони фази розчинність компонента А в цій фазі практично відсутня. Для простоти приймемо, що у вихідному стані при температурі Т0 сплав концентрації знаходиться у рівноважному стані, тобто містить основну матричну фазу концентрації С і включення фази концентрації С. При температурі ТSP, яка є оптимальною для проявлення надпластичності, рівноважний стан сплаву повинен був би визначатися точкою М, яка лежить в однофазній області . Таким чином, нагрівання сплаву до температури ТSP та протікання надпластичної деформації при цій температурі буде супроводжуватися змінами фазового тобто вздовж кривої Сf аж до точки k, до досягнення якої сплав буде знаходитись ще в двохфазному стані. Потім при подальшому підвищенні температури він буде вже однофазним, який є твердим розчином концентрації аж до точки М. Фазове перетворення, яке при цьому відбувається в сплаві, описується реакцією

+ , (1)

а сплав знаходиться в твердому стані.

В другому випадку, якщо сплав нагрівається до температури ТSP швидко, як це і має місце при надпластичних випробуваннях, то фазова рівновага до моменту початку випробувань не буде встигати встановлюватися. Через обмеженість швидкості дифузії компоненту В в фазі зміна середньої концентрації цієї фази з підвищенням температури буде відбуватися вздовж кривої Сf (пунктирна крива). До досягнення евтектичної температури Те сплав буде ще двофазним і знаходитися в твердому стані.

Якщо прийняти до уваги принципи локальної термодинамічної рівноваги, то ще в загалом нерівноважному сплаві при температурі Те у відповідності з рівноважною діаграмою стану і правилом фаз Гіббса на міжфазних межах - почнеться контактне плавлення, і з'явиться третя, рідка фаза L евтектичного складу Се завдяки матеріалові, що прилягає до цих меж як з боку -фази, так і з боку -фази. При подальшому нагріванні сплаву до температури ТSP і його випробуванні при цій температурі буде відбуватися подальший розчин твердих фаз і в рідкій фазі L. При цьому на нових міжфазних межах -L і L- будуть зберігатися концентрації фаз, які чітко відповідають рівноважній діаграмі стану, тобто описуються рівноважними кривими ліквідус (bе і ес) та солідус (af і dg) (див. рис. 2). Для температури ТSP це будуть концентрації СS і С для тих областей твердих фаз, що прилягають до меж зерен і та СL і СL для рідкої фази в зоні контакту з твердими фазами і .

В силу того, що кількість фази в сплаві суттєво менша, ніж -фази, настане момент, коли частинка -фази повністю розчиниться в рідкій фазі і сплав стане двохфазним +L. Відзначимо, що до цього моменту рідина, що утворюється, збільшує свій об'єм як шляхом розчинення -частинки, так і завдяки розчиненню -фази, а міжфазні межі ХL і ХL зміщувалися шляхом віддалення одна від одної як показано на рис. 3 стрілками. До моменту, коли концентрація рідини вирівняється і стане рівною СL, об'єм L-фази буде найбільшим, а межа між L-фазою і -фазою займе положення (див. рис. 4). Потім кількість рідини почне зменшуватися завдяки дифузії компонента В з L-фази в ще ненасичену ним до концентрації -фазу, а міжфазна межа ХL буде зміщуватися в бік рідини, як показано стрілкою на рис. 4. Коли вся рідина буде вичерпана та поглинена фазою , сплав стане однофазним, і тверда фаза при подальшій гомогенізації буде вирівнювати концентрацію до середньої для всього сплаву .

В узагальненій формі кінетика фазових перетворень, які здійснюються у випадку швидкого нагрівання матричного сплаву до температури проявлення надпластичності і в ході надпластичної деформації, може бути представлена у вигляді реакцій

+ +L+ +L , (2)

які вказують, що в цьому випадку в силу проявлення ефекту контактного плавлення в структурі надпластично деформованого об'єкту буде існувати метастабільна рідка фаза.

Дослідження процесів зародження і розвитку рідкої фази за механізмом контактного плавлення в ході надпластичної деформації проведене на прикладі модельних сплавів Al-4мас.%Ge та Al-2мас.%Ge, які відносяться до системи, що має просту евтектичну діаграму стану. Шляхом термомеханічної обробки було створено в сплавах структурний стан, в якому основною фазою є -фаза, твердий розчин на основі Al, а включення -фаза, виділення чистого Ge. Причому було отримано зразки трьох серій з різними розмірами та розташуванням включень. Механічні випробування показали, що найбільш яскраво проявляють ефект надпластичності зразки, в яких включення -фази мають найбільші розміри (10 мкм) та розташовані переважно на межах зерен, при цьому середній розмір зерен основної фази складав 200 мкм.

Якраз шляхом реалізації механізму контактного плавлення здійснюється зародження рідкої фази в сплавах Al-4мас.%Ge і Al-2мас.%Ge. Рідка фаза зароджується на міжфазних межах алюмінієва матриця ? виділення Ge в ході нагрівання сплаву при досягненні евтектичної температури Те (697 К), яка є температурою контактного плавлення, і розвивається при подальшому нагріві до температури випробувань надпластичності. Цей сценарій розвитку рідкої фази підтверджують результати диференціального термічного аналізу сплаву Al-4мас.%Ge та результати структурних досліджень.

Час існування рідкої фази в структурі матеріалу буде залежати від швидкості протікання кінетичних процесів в сплаві, що наближають його до рівноважного структурного стану.

Оскільки фігуративна точка сплаву при температурі випробувань (точка М на рис. 2) знаходиться в однофазній області , то після утворення включень рідкої фази останні повинні з часом розчинитися. Загальний час еволюції рідкої фази від моменту її зародження буде складатися з часу контактного плавлення m та часу зменшування рідкої фази шляхом її розчинення в твердій фазі , D. Час m визначається швидкістю дифузії компонентів А і В у рідкій фазі L, а час D швидкістю дифузії цих компонент у твердій фазі . Оскільки коефіцієнт дифузії в рідкій фазі набагато більший, ніж в твердій, а дифузійні шляхи в рідкому прошарку набагато менші дифузійних шляхів в -фазі, то . Якщо ж до того ж прийняти до уваги, що процес плавлення починається вже під час підігріву сплаву від евтектичної температури до температури випробувань, питання про час еволюції рідкої фази можна звести до питання про час розчинення вже існуючої рідкої фази в -фазі.

Зроблено оцінку величини , яка є визначальною в процесі еволюції рідкої фази в умовах надпластичної деформації. Процес розчинення рідкої фази L в твердій фазі контролюється в сплаві Al-Ge дифузією атомів Ge в ґратці -фази і він може бути описаним на основі законів дифузії.

Згідно першого закону Фіка, маса речовини , яка дифундує за час через поверхню площею , виражається співвідношенням:

, (3)

де ? градієнт концентрації, D ? коефіцієнт дифузії.

Взявши кінцеві величини замість диференціалів, здобудемо:

. (4)