ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ПАРАМЕТРОВ ЗЕРЕННО-СУБЗЕРЕННОЙ СТРУКТУРЫ НА УПРУГО-ПЛАСТИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ CU-AL И CU-AL-NI
|
Реферат 2
Введение 3
1 Методы получения, структура, неупругие свойства и микропластическая деформация субмикрокристаллических металлов 6
1.1 Введение 6
1.2 Механические схемы и режимы интенсивной пластической деформации 7
1.2.1 Деформация кручением под высоким давлением 7
1.2.2 Деформация равноканальным угловым прессованием 8
1.2.3 Всесторонняя ковка (метод abc-прессования) 9
1.2.4 Метод поперечно-винтовой прокатки 10
1.3 Субмикрокристаллическая структура, сформированная при интенсивной
пластической деформации 10
1.4 Термическая стабильность субмикрокристаллической структуры 13
1.5 Зернограничная неупругость в крупнозернистых и субмикрокристаллических металлах и сплавах 18
1.6 Микропластическая деформация
субмикрокристаллических металлов и сплавов 22
1.7 Температурная зависимость электросопротивления 27
2 Постановка задачи. Материал и методики исследования 34
2.1 Постановка задачи 34
2.2 Материал и методики исследования 36
3 Исследование структуры и микропластической деформации субмикрокристаллической
меди и сплавов Cu - Al и Cu - Al - Ni 38
3.1 Влияние легирования меди алюминием на параметры
субмикрокристаллической структуры 38
3.1.1 Зеренная структура 38
3.1.2 Внутренние напряжения и кристаллографическая текстура 44
3.2 Влияние температуры отжига на зернограничную неупругую деформацию
меди и сплавов Cu - Al при исходной субмикрокристаллической структуре 49
3.3 Микропластическая деформация субмикрокристаллической меди и сплавов Cu - Al
при комнатной и повышенных температурах 55
3.4 Влияние температуры отжига и температуры испытаний на деформационное
поведение и напряжение течения субмикрокристаллического сплава Cu - Al - Ni 60
Заключение 66
Список используемой литературы 69
Введение 3
1 Методы получения, структура, неупругие свойства и микропластическая деформация субмикрокристаллических металлов 6
1.1 Введение 6
1.2 Механические схемы и режимы интенсивной пластической деформации 7
1.2.1 Деформация кручением под высоким давлением 7
1.2.2 Деформация равноканальным угловым прессованием 8
1.2.3 Всесторонняя ковка (метод abc-прессования) 9
1.2.4 Метод поперечно-винтовой прокатки 10
1.3 Субмикрокристаллическая структура, сформированная при интенсивной
пластической деформации 10
1.4 Термическая стабильность субмикрокристаллической структуры 13
1.5 Зернограничная неупругость в крупнозернистых и субмикрокристаллических металлах и сплавах 18
1.6 Микропластическая деформация
субмикрокристаллических металлов и сплавов 22
1.7 Температурная зависимость электросопротивления 27
2 Постановка задачи. Материал и методики исследования 34
2.1 Постановка задачи 34
2.2 Материал и методики исследования 36
3 Исследование структуры и микропластической деформации субмикрокристаллической
меди и сплавов Cu - Al и Cu - Al - Ni 38
3.1 Влияние легирования меди алюминием на параметры
субмикрокристаллической структуры 38
3.1.1 Зеренная структура 38
3.1.2 Внутренние напряжения и кристаллографическая текстура 44
3.2 Влияние температуры отжига на зернограничную неупругую деформацию
меди и сплавов Cu - Al при исходной субмикрокристаллической структуре 49
3.3 Микропластическая деформация субмикрокристаллической меди и сплавов Cu - Al
при комнатной и повышенных температурах 55
3.4 Влияние температуры отжига и температуры испытаний на деформационное
поведение и напряжение течения субмикрокристаллического сплава Cu - Al - Ni 60
Заключение 66
Список используемой литературы 69
Актуальность работы. В современной промышленности наиболее актуальной проблемой является улучшение физико-механических свойств металлических материалов. Одним из перспективных способов улучшения физико-механических свойств металлических материалов является измельчение элементов зеренно-субзеренной структуры до субмикронного (100 нм - 1 мкм) или наноразмера (10 - 100 нм). Из всех используемых способов получения металлических материалов с субмикрокристаллической и нанокристаллической структурами наиболее часто применяются способы интенсивной пластической деформации. Их особенность состоит в использовании специальных механических схем деформирования, позволяющих при сравнительно невысоких температурах достичь больших степеней пластической деформации без образования пор и микротрещин и сформировать субмикрокристаллическую структуру с долей большеугловых границ зерен не менее 50 %.
Согласно имеющимся экспериментальным данным и предложенным моделям при всех способах интенсивной пластической деформации фрагментация зеренной структуры в металлах и сплавах обеспечивается развитием сдвиговой пластической деформации путем скольжения дислокаций. При этом происходит не только увеличение плотности дислокаций и микродвойников, но и их перераспределение таким образом, что формируются субзерна и зерна с малоугловыми и большеугловыми границами. Интенсивность формирования этой зеренно - субзеренной структуры зависит от исходного размера зерен, сопротивления движению дислокаций, энергии дефекта упаковки фазового состава, наличия ближнего и дальнего порядка. Однако до сих пор изучению влияния энергии дефекта упаковки на закономерности и механизмы фрагментации зеренной структуры уделялось мало внимания. При этом обычно исследовали ГЦК металлы никель, медь и алюминий, которые имеют не только разную энергию дефекта упаковки, но и сильно отличающуюся температуру плавления. Поэтому фактически интенсивную пластическую деформацию проводили при разных гомологических температурах, что наряду с величиной энергии дефекта упаковки могло оказать существенное влияние на формирование субмикрокристаллической структуры. По этой причине необходимы исследования одной и той же системы сплавов с сильно отличающейся энергией дефекта упаковки при небольшом отличии температуры плавления. В полной мере этому условию удовлетворяют сплавы системы Cu - Al. У них с увеличением концентрации алюминия (с) в пределах твердого раствора сильно понижается энергия дефекта упаковки у, а температура плавления изменяется незначительно. То есть энергия дефекта упаковки при легировании меди алюминием до 10 ат. % сильно понижается, а при большей концентрации алюминия понижается незначительно. Трёхкомпонентный сплав Cu - 8,45 ат. % Al - 5,06 ат. % Ni в состоянии пересыщенного твердого раствора имеет такую же энергию дефекта упаковки, что и сплав Cu - 10 ат. % Al.
Целью магистерской диссертации является выяснить влияние легирования меди алюминием и никелем на параметры субмикрокристаллической структуры и деформационное поведение в области микропластической деформации.
В соответствии с указанной целью настоящей работы, при экспериментальных исследованиях решались следующие задачи:
1. Исследовать параметры субмикрокристаллической структуры сплавов Cu - Al и Cu - Al - Ni.
2. Выяснить общие закономерности и особенности микропластической деформации сплавов Cu - Al и Cu - Al - Ni.
3. Исследовать влияние термической обработки субмикрокристаллического сплава Cu - Al - Ni в состоянии пересыщенного твердого раствора на сопротивление микропластической деформации.
Научная новизна работы.
1. Определены параметры субмикрокристаллической структуры сплавов Cu - Al и Cu - Al - Ni при трех способах интенсивной пластической деформации: abc- прессование, abc-прессование с последующей холодной прокаткой и прокатка в гладких валках при исходной крупнозернистой структурой. Показано, что глубокая пластическая деформация меди и сплавов Cu - Al путем прокатки после abc-прессования привела к увеличению среднего размера зёрен, доли большеугловых границ зёрен до 70 %, размера областей когерентного рассеяния и степени деформации кристаллической решетки. Показано, что кристаллографическая текстура при субмикрокристаллической структуре зависит от величины энергии дефекта упаковки и способа интенсивно пластической деформации.
2. Методом внутреннего трения показано что при термической обработке меди и сплавов Cu - Al понижается степень неравновесное™ большеугловых границ зерен и повышается энергия активации микропроцесса, обуславливающего рассеяние упругих колебаний на границах зерен. Дано экспериментально-теоретическое обоснование, что при субмикрокристаллической, как и при крупнозернистой структуре, неупругая зёрнограничная деформация обусловлена диффузионно-контролируемым истинным зёрнограничным проскальзыванием.
3. Обнаруженная у меди разная температурная зависимость напряжения течения на второй стадии микропластической деформации при разных способах формирования субмикрокристаллической структуры может быть обусловлена отличием в сопротивлении движению дислокаций, внутренних напряжений и кристаллографической текстуры. Сильное уменьшение напряжений течения с ростом температуры деформации является следствием низкой температурной стабильности субструктуры и зёренно-субзёренной структуры.
4. Установлено, что при изменениях крупнозернистой рекристаллизованной структуры в сплаве Си - 8,45 ат. % Al - 5,06 ат. % Ni на субмикрокристаллическую температуру начала дислокационного упрочнения понижается с 670 К до 370 К, а температура максимального значения напряжения течения понижается с 820 К до 520 К. Показана возможность сохранить упрочнение от формирования субмикрокристаллической и одновременно реализовать упрочнение от образования наночастиц второй фазы при температурах отжига вплоть до 800 К.
Практическая значимость работы. Полученные результаты позволяют целенаправленно изменять параметры субмикрокристаллической структуры. Научно-практическая ценность результатов исследования заключается в улучшении упруго-пластических материалов, изготовленные из цветных металлов для различных областей производства и эксплуатации при различных экстремальных условиях.
На защиту выносятся следующие положения:
1. Значения основных параметров структуры (средний размер зёрен, размер областей когерентного рассеяния, степень деформации кристаллической решётки, кристаллографическая текстура) для меди и сплавов Си - Al при субмикрокристаллических структурах, сформированных при разных способах интенсивной пластической деформации.
2. Полученную на основе исследования зернограничного внутреннего трения зависимость энергии активации зёрнограничного микропроскальзывания от температуры отжига субмикрокристаллической меди и обоснование микромеханизма зёрнограничного проскальзывания.
3. Смещение в область более низких температур отжига дисперсионного упрочнения сплава Си - Al - Ni при изменении крупнозернистой рекристаллизованной структуры на субмикрокристаллическую. Доказательство возможности одновременно реализовать упрочнение от формирования субмикрокристаллической структуры и дисперсионного упрочнения от образования наночастиц.
Апробация результатов исследования. Основные результаты диссертационной работы были представлены и обсуждены на XIV Международной конференции студентов и молодых ученых «Перспективы развития фундаментальных наук» (Томск 2017) и в ряде научных публикаций.
Согласно имеющимся экспериментальным данным и предложенным моделям при всех способах интенсивной пластической деформации фрагментация зеренной структуры в металлах и сплавах обеспечивается развитием сдвиговой пластической деформации путем скольжения дислокаций. При этом происходит не только увеличение плотности дислокаций и микродвойников, но и их перераспределение таким образом, что формируются субзерна и зерна с малоугловыми и большеугловыми границами. Интенсивность формирования этой зеренно - субзеренной структуры зависит от исходного размера зерен, сопротивления движению дислокаций, энергии дефекта упаковки фазового состава, наличия ближнего и дальнего порядка. Однако до сих пор изучению влияния энергии дефекта упаковки на закономерности и механизмы фрагментации зеренной структуры уделялось мало внимания. При этом обычно исследовали ГЦК металлы никель, медь и алюминий, которые имеют не только разную энергию дефекта упаковки, но и сильно отличающуюся температуру плавления. Поэтому фактически интенсивную пластическую деформацию проводили при разных гомологических температурах, что наряду с величиной энергии дефекта упаковки могло оказать существенное влияние на формирование субмикрокристаллической структуры. По этой причине необходимы исследования одной и той же системы сплавов с сильно отличающейся энергией дефекта упаковки при небольшом отличии температуры плавления. В полной мере этому условию удовлетворяют сплавы системы Cu - Al. У них с увеличением концентрации алюминия (с) в пределах твердого раствора сильно понижается энергия дефекта упаковки у, а температура плавления изменяется незначительно. То есть энергия дефекта упаковки при легировании меди алюминием до 10 ат. % сильно понижается, а при большей концентрации алюминия понижается незначительно. Трёхкомпонентный сплав Cu - 8,45 ат. % Al - 5,06 ат. % Ni в состоянии пересыщенного твердого раствора имеет такую же энергию дефекта упаковки, что и сплав Cu - 10 ат. % Al.
Целью магистерской диссертации является выяснить влияние легирования меди алюминием и никелем на параметры субмикрокристаллической структуры и деформационное поведение в области микропластической деформации.
В соответствии с указанной целью настоящей работы, при экспериментальных исследованиях решались следующие задачи:
1. Исследовать параметры субмикрокристаллической структуры сплавов Cu - Al и Cu - Al - Ni.
2. Выяснить общие закономерности и особенности микропластической деформации сплавов Cu - Al и Cu - Al - Ni.
3. Исследовать влияние термической обработки субмикрокристаллического сплава Cu - Al - Ni в состоянии пересыщенного твердого раствора на сопротивление микропластической деформации.
Научная новизна работы.
1. Определены параметры субмикрокристаллической структуры сплавов Cu - Al и Cu - Al - Ni при трех способах интенсивной пластической деформации: abc- прессование, abc-прессование с последующей холодной прокаткой и прокатка в гладких валках при исходной крупнозернистой структурой. Показано, что глубокая пластическая деформация меди и сплавов Cu - Al путем прокатки после abc-прессования привела к увеличению среднего размера зёрен, доли большеугловых границ зёрен до 70 %, размера областей когерентного рассеяния и степени деформации кристаллической решетки. Показано, что кристаллографическая текстура при субмикрокристаллической структуре зависит от величины энергии дефекта упаковки и способа интенсивно пластической деформации.
2. Методом внутреннего трения показано что при термической обработке меди и сплавов Cu - Al понижается степень неравновесное™ большеугловых границ зерен и повышается энергия активации микропроцесса, обуславливающего рассеяние упругих колебаний на границах зерен. Дано экспериментально-теоретическое обоснование, что при субмикрокристаллической, как и при крупнозернистой структуре, неупругая зёрнограничная деформация обусловлена диффузионно-контролируемым истинным зёрнограничным проскальзыванием.
3. Обнаруженная у меди разная температурная зависимость напряжения течения на второй стадии микропластической деформации при разных способах формирования субмикрокристаллической структуры может быть обусловлена отличием в сопротивлении движению дислокаций, внутренних напряжений и кристаллографической текстуры. Сильное уменьшение напряжений течения с ростом температуры деформации является следствием низкой температурной стабильности субструктуры и зёренно-субзёренной структуры.
4. Установлено, что при изменениях крупнозернистой рекристаллизованной структуры в сплаве Си - 8,45 ат. % Al - 5,06 ат. % Ni на субмикрокристаллическую температуру начала дислокационного упрочнения понижается с 670 К до 370 К, а температура максимального значения напряжения течения понижается с 820 К до 520 К. Показана возможность сохранить упрочнение от формирования субмикрокристаллической и одновременно реализовать упрочнение от образования наночастиц второй фазы при температурах отжига вплоть до 800 К.
Практическая значимость работы. Полученные результаты позволяют целенаправленно изменять параметры субмикрокристаллической структуры. Научно-практическая ценность результатов исследования заключается в улучшении упруго-пластических материалов, изготовленные из цветных металлов для различных областей производства и эксплуатации при различных экстремальных условиях.
На защиту выносятся следующие положения:
1. Значения основных параметров структуры (средний размер зёрен, размер областей когерентного рассеяния, степень деформации кристаллической решётки, кристаллографическая текстура) для меди и сплавов Си - Al при субмикрокристаллических структурах, сформированных при разных способах интенсивной пластической деформации.
2. Полученную на основе исследования зернограничного внутреннего трения зависимость энергии активации зёрнограничного микропроскальзывания от температуры отжига субмикрокристаллической меди и обоснование микромеханизма зёрнограничного проскальзывания.
3. Смещение в область более низких температур отжига дисперсионного упрочнения сплава Си - Al - Ni при изменении крупнозернистой рекристаллизованной структуры на субмикрокристаллическую. Доказательство возможности одновременно реализовать упрочнение от формирования субмикрокристаллической структуры и дисперсионного упрочнения от образования наночастиц.
Апробация результатов исследования. Основные результаты диссертационной работы были представлены и обсуждены на XIV Международной конференции студентов и молодых ученых «Перспективы развития фундаментальных наук» (Томск 2017) и в ряде научных публикаций.
1. Методами сканирующий электронной микроскопии (в том числе методами обратно рассеянных электронов) и рентгеновской дифрактометрии определены параметры субмикрокристаллической структуры меди и сплавов Cu - Al (5, 10 и 15 ат. % Al) при трех способах интенсивной пластической деформации: abc-прессование, abc-прессование с последующей холодной прокаткой, только холодная прокатка в гладких валках. Установлено, что холодная прокатка образцов после abc-прессования не привела к измельчению зеренно-субзеренной структуры. Но она осталась субмикрокристаллической. Средний размер элементов зеренно - субзеренной увеличился в меди с 0,43 до 0,63 мкм, а в сплаве Cu - 5 ат. % Al с 0,27 до 0,51 мкм. Это увеличение среднего размера элементов зеренно-субзеренной структуры является следствием расширения интервала распределения зёрен в сторону их большего размера с 1,6 до 2 мкм у меди и с 1,1 до 1,65 мкм у сплава. Наряду с этим увеличилась доля большеугловых границ зерен до 70 %. Такое изменение в зёренно-субзеренной структуре является следствием разного напряженного состояния при abc- прессовании и прокатке, что приводит к распаду малоугловых границ в самых крупных зёрнах.
2. Методами рентгеновской дифрактометрии установлено, что в результате холодной прокатки после abc-прессования стал больше не только средний размер элементов зеренно- субзеренной структуры, но и размер областей когерентного рассеяния: в меди он увеличился с 51 нм до 192 нм, а в сплаве - с 41 нм до 80 нм. Причем после прокатки, как и после abc-прессования, размер областей когерентного рассеяния остался в сплаве меньше, чем в меди. В то же время после прокатки деформация кристаллической решетки у меди увеличилась с 0,4 • 10-3 до 1,4 • 10-3, а у сплава с 1,5 • 10-3 до 2,2 • 10-3. Всё это свидетельствует о том, что глубокая пластическая деформация прокаткой при комнатной температуре привела к увеличению внутренних напряжений 2-го рода.
3. Установлено, что кристаллографическая текстура при субмикрокристаллической структуре зависит от величины энергии дефекта упаковки и способа интенсивной пластической деформации. Рентгеновские дифрактограммы меди и сплава Cu - 5 ат. % Al после abc-прессования свидетельствуют о преимущественной ориентации плоскостей {111} вдоль оси сжатия. В результате холодной прокатки после abc-прессования текстура изменяется. В меди ориентация плоскости {200} становится определяющей перпендикулярно оси сжатия, а в сплаве в этом сечении основой становится плоскость {220}. В сформированной субмикрокристаллической структуре при холодной прокатке перпендикулярно оси сжатия в гладких валках крупнозернистых образцов меди основной является плоскость {311}, а в сплаве Cu - 5 ат. % Al плоскость {200}.
4. Впервые на основании сопоставительного исследования температурной зависимости низкочастотного внутреннего трения монокристаллов меди и субмикрокристаллической меди установлено, что интенсивный рост внутреннего трения при субмикрокристаллической структуре является следствием наличия границ зерен и неупругой деформации на них. Показано, что с повышением температуры отжига субмикрокристаллической меди восходящая ветвь зерного пика внутреннего трения смещается в область повышенных температур и увеличивается энергия активации зернограничного внутреннего трения вследствие уменьшения степени неравновесности границ зерен.
На основе сопоставления величины энергий активации объемной и зернограничной диффузии и зернограничного внутреннего трения показано, что при субмикрокристаллической, как и при крупнозернистой структуре, зернограничная деформация обусловлена диффузионно-контролируемым механизмом, а именно истинным зернограничным микропроскальзыванием.
5. При деформации кручением меди и сплавов Cu - Al с тремя субмикрокристаллическими структурами установлено, что при температурах испытания ниже 423 К деформационное поведение в области микропластической деформации одинаковое - микропластическая деформация протекает в две стадии. С учётом имеющихся литературных данных при аналогичных исследованных микропластической деформации субмикрокристаллического титана двухстадийное развитие микропластической деформации дает основание заключить, что независимо от способа формирования субмикрокристаллической структуры в металлах при квазистатическом нагружении пластическая деформация последовательно реализуется в отдельных зёрнах и в конгломератах зёрен.
Обнаруженная у меди разная температурная зависимость напряжения течения на второй стадии микропластической деформации при разных способах формирования субмикрокристаллической структуры может быть обусловлена разным сопротивлением движению дислокаций при разных внутренних напряжениях и кристаллографических текстурах. Сильное изменение характеристик микропластической деформации при повышении температуры испытания, является следствием низкой термической стабильности структуры с сохранением последовательности локализации пластической деформации на микро - и макромасштабном уровнях.
6. Установлено, что при термической обработке пересыщенного твердого раствора Cu - 8,45 ат. % Al - 5,06 ат. % Ni при субмикрокристаллической структуре, как и при крупнозернистой структуре, позволяет повысить напряжение течения на второй стадии микропластической деформации. При изменении крупнозернистой структуры на субмикрокристаллическую температура начала дисперсионного упрочнения понижается с 670 К до 370 К, а температура максимального значения напряжения течения понижается с 820 К до 520 К. Показана возможность сохранить упрочнение от формирования субмикрокристаллической структуры и одновременно реализовать упрочнение от образования наночастиц вторичной фазы при температурах вплоть до 800 К. Экспериментально установлено, что при субмикрокристаллической структуре интенсивность уменьшения напряжения у сплава Cu - Al - Ni такая же, как у меди, что свидетельствует об одном и том же термически активируемом механизме деформации.
2. Методами рентгеновской дифрактометрии установлено, что в результате холодной прокатки после abc-прессования стал больше не только средний размер элементов зеренно- субзеренной структуры, но и размер областей когерентного рассеяния: в меди он увеличился с 51 нм до 192 нм, а в сплаве - с 41 нм до 80 нм. Причем после прокатки, как и после abc-прессования, размер областей когерентного рассеяния остался в сплаве меньше, чем в меди. В то же время после прокатки деформация кристаллической решетки у меди увеличилась с 0,4 • 10-3 до 1,4 • 10-3, а у сплава с 1,5 • 10-3 до 2,2 • 10-3. Всё это свидетельствует о том, что глубокая пластическая деформация прокаткой при комнатной температуре привела к увеличению внутренних напряжений 2-го рода.
3. Установлено, что кристаллографическая текстура при субмикрокристаллической структуре зависит от величины энергии дефекта упаковки и способа интенсивной пластической деформации. Рентгеновские дифрактограммы меди и сплава Cu - 5 ат. % Al после abc-прессования свидетельствуют о преимущественной ориентации плоскостей {111} вдоль оси сжатия. В результате холодной прокатки после abc-прессования текстура изменяется. В меди ориентация плоскости {200} становится определяющей перпендикулярно оси сжатия, а в сплаве в этом сечении основой становится плоскость {220}. В сформированной субмикрокристаллической структуре при холодной прокатке перпендикулярно оси сжатия в гладких валках крупнозернистых образцов меди основной является плоскость {311}, а в сплаве Cu - 5 ат. % Al плоскость {200}.
4. Впервые на основании сопоставительного исследования температурной зависимости низкочастотного внутреннего трения монокристаллов меди и субмикрокристаллической меди установлено, что интенсивный рост внутреннего трения при субмикрокристаллической структуре является следствием наличия границ зерен и неупругой деформации на них. Показано, что с повышением температуры отжига субмикрокристаллической меди восходящая ветвь зерного пика внутреннего трения смещается в область повышенных температур и увеличивается энергия активации зернограничного внутреннего трения вследствие уменьшения степени неравновесности границ зерен.
На основе сопоставления величины энергий активации объемной и зернограничной диффузии и зернограничного внутреннего трения показано, что при субмикрокристаллической, как и при крупнозернистой структуре, зернограничная деформация обусловлена диффузионно-контролируемым механизмом, а именно истинным зернограничным микропроскальзыванием.
5. При деформации кручением меди и сплавов Cu - Al с тремя субмикрокристаллическими структурами установлено, что при температурах испытания ниже 423 К деформационное поведение в области микропластической деформации одинаковое - микропластическая деформация протекает в две стадии. С учётом имеющихся литературных данных при аналогичных исследованных микропластической деформации субмикрокристаллического титана двухстадийное развитие микропластической деформации дает основание заключить, что независимо от способа формирования субмикрокристаллической структуры в металлах при квазистатическом нагружении пластическая деформация последовательно реализуется в отдельных зёрнах и в конгломератах зёрен.
Обнаруженная у меди разная температурная зависимость напряжения течения на второй стадии микропластической деформации при разных способах формирования субмикрокристаллической структуры может быть обусловлена разным сопротивлением движению дислокаций при разных внутренних напряжениях и кристаллографических текстурах. Сильное изменение характеристик микропластической деформации при повышении температуры испытания, является следствием низкой термической стабильности структуры с сохранением последовательности локализации пластической деформации на микро - и макромасштабном уровнях.
6. Установлено, что при термической обработке пересыщенного твердого раствора Cu - 8,45 ат. % Al - 5,06 ат. % Ni при субмикрокристаллической структуре, как и при крупнозернистой структуре, позволяет повысить напряжение течения на второй стадии микропластической деформации. При изменении крупнозернистой структуры на субмикрокристаллическую температура начала дисперсионного упрочнения понижается с 670 К до 370 К, а температура максимального значения напряжения течения понижается с 820 К до 520 К. Показана возможность сохранить упрочнение от формирования субмикрокристаллической структуры и одновременно реализовать упрочнение от образования наночастиц вторичной фазы при температурах вплоть до 800 К. Экспериментально установлено, что при субмикрокристаллической структуре интенсивность уменьшения напряжения у сплава Cu - Al - Ni такая же, как у меди, что свидетельствует об одном и том же термически активируемом механизме деформации.
