Влияние термоциклирования в полях внешних напряженийна формирование и стабилизацию структуры дисперсионно-твердеющих сплавов. тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

ЧЕРНІВЕЦЬКИЙ ДЕРЖАВНИЙ УНІВЕРСИТЕТ" ім. Юрія Федьковича

РГб 0/1

0 9 ФЕВ 1398

БІЛІО К Анатолій Іванович

УДК 539.67:669.

ВПЛИВ ТЕРМОЦИКЛЮВАННЯ В ПОЛЯХ ЗОВНІШНІХ НАПРУЖЕНЬ НА ФОРМУВАННЯ І СТАБІЛІЗАЦІЮ СТРУКТУРИ ДИСПЕРСІЙНО-ТВЕРДІЮЧИХ СПЛАВІВ

01.04.07 - фізика твердого тіла

втореферат дисертації на здобуття наукового ступеня кандидата фізико-математичних наук

Чернівці - 1997

Дисертацією є рукопис.

Робота виконана в інституті.

Науковий керівник:

Вінницькому державному педагогічному

Офіційні опоненти:

доктор фізико-математичних наук, професор Зузяк Петро Михайлович, зав. кафедрою фізики Вінницького державного педагогічного інституту.

доктор фізико-математичних наук, професор Венгренович Роман Дмитрович, зав. кафедрою фізики Чернівецького державного університету ім.Ю.Федьковича,

доктор технічних наук, ст.наук. співробітник Широков Володимир Володимирович, в.о. зав.відцілом Львівського фізико-механічного інституту НАН України ім. Г.В.Карпенка

Львівський державний університет

кафедри загальної фізики та рентгенометало-фізшш, м.Львів

Захист відбудеться “ЗО” січня 1998р. о 1500 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д76.051.01. при Чернівецькому державному університеті ім.Ю.Федьковича.

Адреса: 274012, м.Чернівці, вул. Коцюбинського, 2.

З дисертацією можна ознайомитись у бібліотеці Чернівецького державного університету (вул. Лесі Українки, 23).

Автореферат розіслано грудня 1997р.

Провідна установа: ім.Франка

Вчений секретар спеціалізованої вченої ради

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

АКТУАЛЬНІСТЬ ТЕМИ. Інтерес дослідників до днсперсішю-твердігочнх сплавів пояснюється тим, ідо такого роду матеріали привертають до себе уваг)' як внаслідок переместим в сфері ї\ практичного застосування, так і внаслідок нерозв'язаності ряду проблем фундаментального характеру, які мають принципове лшчення для фізики твердого тіла.

Обставини вимагають пошуку нестандартних рішень винайдення нових прогресивних технологій подальшого поліпшення комплексу фізико-механічних властивостей дисперсійно-твсрдіючих сплавів. Це можна здійснити шляхом більш повного використання потенційних можливостей днснерсійно-твердіючих сплавів як кристалічних тіл. В останні роки все більшого визнання і практичного використання набувають термоциклічні обробки. Широкі можливості варіюішия різними параметрами термоциклювання відкривають ефективні засоби цілеспрямованого керування структурними і фазовими перетвореннями в матеріалах у напрямі отримання більш термодинамічно-рівноважного стану з підвищеними фізико-механічнимн властивостями. Це досягається за рахунок того, що тормошіклювання під навантаженням одночасно впливає па розвиток субструктурн і розпад твердого розчину. Традиційно формування субструктури проводиться методами меха-но-термічної обробки або багаторазової механо-тергччної обробки. Але сформувати цими методами у дисперсійно-твердіючих сплавах зміцнюючу субструктуру важко через блокування дислокацій цомішковими атомами, зонами Гіньє-Престпна і дисперсними виділеннями. Тому пропонується створювати і перерозподіляти дислокації у матеріалах не методами механо-термічної обробки, а шляхом Загаторазового термоциклювання в умовах зовнішнього навантаження. Наявність зовнішніх навантажень дозволяє спільно з термічною акти-зацією (обумовиш відрив дислокацій від стопорів різної потужності і ісрерозиоділити їх у субмежі. Наступне виділеній на субмежах дис-іерсної фази стабілізує субструктуру і дозволяє отримати додаткове (міцнения матеріалу. Більш того, термощиоиовашія можна застосову» ?ати не тільки до матеріалів як сировини, але й до готових технічних іеталей чи конструкцій із дпсперсійно-твердіючих сплавів.

З'ясування цих питань являє собою актуальну задач)', розв'язали* ікої не лише розширить уявлення про процеси, що проходять й твердому тілі при формуванні стабілізуючих структур, але Й дозволтъ про-

гнозувати режими термічішх ооробок і оптимальні умови експлуатації дисперсійно-твердіючих сплавів на основі алюмінію та міді.

ЗВ'ЯЗОК РОБОТИ З НАУКОВИМИ ПРОГРАМАМИ. ПЛАНАМИ. ТЕМАМИ. Дисертаційна робота виконувалась в рамках тематичних планів Вінницького державною педагогічного інституту, які затверджені Міністерством Освіти України (№ 0196-002202) і була підтримана Міжнародним фондом “Відродження” І83ЕР (№ Р8Ш52012). .

Враховуючи всі ці аспекти, ми сформулювали мету роботи і основні задачі, які розв'язувалися в процесі ії виконання.

МЕТА І ЗАДАЧІ ДОСШДЖЕННЯ. Встановлення закономірностей впливу термоциклювання в полі зовнішніх напружень на структурні та фазові перетворення в дисперсійно-твердіючих сплавах на основі алюмінію і міді. Прогнозування технологій цілеспрямованого керування цими перетвореннями з метою одержання необхідних експлуатаційних характеристик.

Для досягнення поставленої мети передбачено вирішення таких зі.дач:

1. дослідження заго.чомірностей зміни температурного і амплітудного спектрів внутрішнього тертя, визначення зміни основних параметрів дислокаційної структури алюмінію і сплавів АІ-Си та А|-2п в процесі переходу із високодсфектного в термодинамічно більш рівноважний субсгруктурно-зміцнешш стан після термоциклювання і термоцикяювання під навантаженням;

2. вивчення температурної і амплітудної залежностей внутрішнього тергя берилієвої бронзи БрБ2 і встановлення закономірностей зміни внутрішнього тертя, а також виявлеїшя поведінки параметрів дислокаційної структури, параметра решітки і внутрішніх мікренапружень, що обумовлені дисперсійним твердінням в процесі термоцик-'иовання і термоциклюг ання під навантаженням;

, ' 3. встановлення кореляції спектрів внутрішнього тертя, пара-

метрів дислокаційної структури, парамегра решітки і внутрішніх мікренапружень із зміною фізнко-механічних властивостей в процесі . ■ формування та стабілізації субструктури і виділення дисперсної фази;

4. конструювання установки, яка-дозволяла б без демонтажу

• зразка проводити термоцше ювання під навантаженням і після обробки і вимірювати внутрішнє тертя;

5. розробка отгмальних режимів термоциклювання, які обумовлюють високоміцний стан після стабілізації субструктури і виділення

з

дисперсної фази в алюмінієвих і мідних сплавах;

6. прогнозування безпечних ' умол експлуатації готових інженерних конструкцій чи деталей із дисперсійно-твердіючих сплавів на основі алюмінію і міді.

НАУКОВА НОВИЗНА ОДЕРЖАНИХ РЕЗУЛЬТАТІВ. Дисертаційна робота є пешішм спеціальним дослідженням впливу гсрмотіклювання під навантаженням на спектри поглинання пружної енергії в дис-персіГгао-твердіючнх сплавах на основі алюмінію та міді, а в кінцевій меті на характер протікання в ннх фазових і структурних перетворень. Детально вивчено особливості формування дислокаційної субструктури в процесі дисперсійного твердіння алюмінієвих і мідних сплавів під час їх термоциклювання під навантаженням. Запропоновані технології обробки дисперсійно-твердіючих сплавів дозволяють стабілізувати субструктуру дисперсними виділеннями і забезпечити додаткове зміцнення матеріалів.

НА ЗАХИСТ ВИНОСЯТЬСЯ:

1. закономірності проявлення спектрів поглинання пружної енергії у дисперсійно-твердіючих сплавах під час їх термоциклювання і термоциклювання під навантаженням, що обумовлюють форм>йання зміцнюючої субструкту ри в процесі дисперсійного твердіші*;

2. особливості початкових стадій розпаду пересичених твердих розчинів дисперсійно-твердіючих сплавів при їх термоц'.іклюванні і термоциклюваїші під навантаженням;

3. нові методи формування субструктури в процесі дисперсійного твердіння, що обумовлюють додаткове зміцнення дисперсійно-твердіючих сплавів.

ПРАКТИЧНЕ ЗНАЧЕННЯ ОДЕРЖАНИХ РЕЗУЛЬТАТІВ. Робота е основою для створення науково-обгрунтованих прогресивних технологій обробки матеріалів на основі алюмінію та міді з метою одержання потрібних експлуатаційних характеристик, а також обгрунтованого вибору умов експлуатації технічних конструкцій із цих матеріалів. АПРОБАЦІЯ РЕЗУЛЬТАТІВ ДИСЕРТАЦІЇ. Основні результати та положення роботи доповідались і обговорювались на: Всесоюзних і Міжнародних наукових конференціях та семінарах “Інформаційно-вимірювальні системи’", “Спектральний аналіз і НТП”, “Контроль і управління в технічних системах”, “Наука - ринковій економіці”, “Застосування коливань в технологіях: розрахунок і проектування маниш для реалізації технологій” ( м.Вішшця, 1985,' 1988, 1992, 1943.

1994 р.), Всесоюзній нараді з механізмів внутрішнього тертя в твердих тілах (м.Батумі, 1985р.), 8-й Всесоюзній нараді по взаємодії між дислокаціями і атомами домішок та .властивостями сплавів (м.Тула, 1991 р.), 7-й Російській (з міжнародною участю) науково-технічній конференції: “Демпфуючі матеріали” ( м.Кіров, 1994р.), 2-й Всеукраїнській конференції молодіїх вчеїшх з фізики та математики (м.Киїп, 1995р.), Міжнародному семінарі “Релаксаційні явища в твердих тілах” (м.Вороніж, 1993,1995рр.), Міжнародній науково-технічній конференції “Приладобудування - 97” (м. Велика .Ялта, 1997р.), 2-й Міжнародній конференції “Конструкційні та функціональні матеріали” (м.Львів, 1997р.), щорічних наукових конференціях викладачів та співробітників фізмат факультету Вінницького педінстшуту (1988 -1997 рр.).

ПУБЛІКАЦІЇ. Матеріал дисертації опублікований в 11 роботах, список яких опублікований в кінці автореферату.

СТРУКТУРА І ОБ'ЄМ РОБОТИ Дисертація складається з переліку основних позначень і скорочень, вступу, чотирьох розділів, висновків із роботи, списка основної використаної літератури і додатка. Загальний об'єм роботи сторінок, враховуючи рисунків, таблиць, ...фотоїрафій. Список літератури надрукований на сторінках, включає найменувань.

ОСОБИСТИЙ ВНЕСОК З ДОБУВАЧА. Результати досліджень до-

повідались і обговорювались на 15 конференціях і семінарах та опубліковані в 11 наукових працях. В роботі [І] автор приймав участь в постановці задачі, розробці методики, представленні та обговоренні отриманих результатів, в [3,5-11] приймав участь в постановці задачі, проведені теоретичних і розрахункових досліджень та обговоренні отриманих результатів, в [4] приймаь участь в представленні і обговоренні результатів експерименту.

ОСНОВНИЙ ЗіуЛСТ РОБОТИ. В роботі обгрунтовано актуальність вибраної теми, сформульовані мета і основні завдання роботи, її наукова новизна, практична цінність дослідження, рівень реалізації і впровадження наукових розробок, представлені положення, що виносяться на захист та відомості про апробацію.

Зроблено короткий огляд літературних даних про основні творе-тичні та експериментальні дослідження структурних і фазових перетворень, які проходять в метастабільних станах металів і сплавів під дією температурно-часових та силових факторів, що супроводжують їх пе-

рехід я більш термодинамічно рівноважний «..кін з меншою вільною енергією. Вказано існуючі методи управління цими процесами з метою • одержання матеріалів з підвищеними фізнко-механічними властивостями. Дано фізичні основи поглинання пружної енергії при структурних і фазових перетвореннях. Аналізуються різні ефе^т;; розсіюваній’ пружної енергії. Зроблено літературний огляд про явища кепружнссті :>■ нестабільних і стабільних дислокаційних структурах. Сформульовано' ; задачі ціленанрямленого управління структурними змінами в металах і . сплавах, а також передумови одержання зміцненого стану. Проаналізовано структурні фактори, які, обумовлюють зміцнення. Описано вплив на процеси розпаду пересичених твердих розчинів зміни темпе- . ратури і умов гартування, а також наступних ізотермічних відпалів.

В даному дисертаційному досліджені дано обгрунтування методики одержання зразків, для різних експерименті її і описано експериментальні установки. Наведено методи математично? обробки р«зуль- . татів експериментів. 5 ,

В якості матеріалів були вибрані дисперсшно-твердігочі етапи (Д1С) на основі алюмінію (АІ-Си і АІ-2п) і міді (берилієва бронза БрБ2). Вони, з одного боку, є перспективними конструкцігіпімн матеріалами, а, з іншого - їх вивчення становить науковій інтерес, оскільки можна об'єднати два види зміцнення: субструктурне зміцнення і дисперсійне твердіння. Термоциклюваніія (ТЦО) досліджуваних ма-теріапів проводилось в іігтервалах температур (730о20’С, 495-520»10-20°С, 4У5-520»0°С, 350»20'’С, 315с*20°С, 3!5«0';С,

240«-20°С, 200<=>20-Ю’С) із застосуванням “м'яких” (охолодження до 20°С проводилось у повітрі) і “жорстких” (охолодження до 10-20ЙС проводилось у воді, а до 0 °С - вуглекислотою) режимів. Швидкісгь ширівапня та охолодження втримувалась п інтервалі від ІК-с'1 до 78К-С'1. Зовнішні розтягуючі навантаження на зразок при ТЦО втримувались в інтервалі напруг (0.2-0.6)ао2- ! Чк

Основним методом дослідження є механічна, спектроскопія.;;;,,С (внутрішнє тертя - ВТ). Вимірювання ВТ проводилось на установці» яка є оберненим крутильним маятником, що з'єднаний з тензометричним пристроєм і диференціальним трансформатором. Навантаження * на зразок контролювалось теїпопрнстроєм, точність якого . 10‘7Сч

Наііменша величина деформації, яка фіксується установкою, складає .

10 '%. Сишалн від теизопристрою,'диференціального трансформпго- -ря. фоторсгсгруючого пристрою, який визначає кількість копнвянь та

інтервал амплітуд, і зміни температури поступали на ЕОМ, що дозволяє одержати інформацію про спектри ВТ у вигляді ютових графіків і таблиць основних параметрів дислокаційної структури.

З метою зменшенім фонових втрат розсіювання енергії в конструкції і знаходження оптимальних умов її експлуатації використали метод математичного планувати. Параметром оптимізації був вибраний фон ВТ при 20°С. В результаті проведеного факторного експерименту одержали рівняння реіі«сії у вигляді:

. у=9.22+1.1 1х,-0.3»х2+0.62хг-0.41 х,х3,

де у - фон внутрішнього тертя; Х| - відношення мікротвердості затискача до мікротвердості зразка; х2 - відношення жорсткості стержня до жорсткості зразка; Хз - відношення жорсткості нитки до жорсткості зразка.

Запропонована нова методика визначення параметрів дислокаційної структури і обробка результатів за допомогою ЕОМ, яка дозволяє при вимірюванні амплітудної залежності ВТ простежити за розвитком дислокаційної структури протягом всього експерименту. Параметри дислокаційної структури розраховуються згідно виразів:

С2 =

(=і

К 1

•ІІ

ы\ У і

t(in<y,+inr,)+c;.i;J-

м м Уі

. CJ = ехр

де Сі і Сг - коефіцієнти, які пов'язані з густиною дислокацій Л і довжиною дислокаційного сегмента Lc відповідно; % - амплітуда деформації; Sj - декремент затухання.

. Показано, що, в залежності від ступеня затухання коливані, в кожному окремому експерименті по вимірюванню ВТ, доцільно вибирати оптимальні значення кількості коливань, початкової і кінцевої амплітуди, які зумовлюють мінімальні похибки. Відносна похибка методу складає 2-5%.

В роботі використовувались методи рсіптеноструїггурного і металографічного аналізів, а також метод мікротвердості і електроопору.

Викладено результати експериментальних досліджень структурних змін ДТС па основі алюмінію після різних ТЦО і ТЦО в полі зовнішніх навантажень (ПЗН).

Покатано вплив ТЦО і ТЦО в ПЗН на характер прояву непружмчх субструкіурних ефектів А (493-513 К), В (535-555 К), С (573-603 К), які мають релаксаційну природу і зв'язані із взаємодією і перерозподілом дислокацій та точкових дефектів в процесі формувати і стабілізації в матеріалі полігональної структури.

ТЦО сплавів з різною концентрацією атомів міді (0,5; і; 2; 3; 4% Си) впливає на характер прояву ефектів А, В, С, шо свідчить про особливості формування субструктури. Так, до термоциклкжагаїя на кривій (2’’ = Г(Т) проявляються невеликий зернограннчнии ефект прп 623-633 К і домішковий зернограничний пік біля 673-693 К. Вже один термоцикл створює підвишену концентрацію дефектів кристалічної будови, а нагрівання цього зразка під навантаженням зумовлює їх перерозподіл і проявлення субструктурнйх ефектів А (493 К), В (553К) і С (598 К). Крім цього, проявляється пік при 453К, який пов'язується з релаксацією Зінера. Проявлення піків А і В свідчить про інтенсивніш процес полігонізації в навантаженому стані внаслідок перерозподілу дислокацій в стінки і дифузії дальніх точкових дефектів 8 стінках. При цьому ЗерНОгратіИЧШіГі ефект збільшується і зміщується в сторону низьких температу р, що гопорить про подрібненім зерна «рп ТЦО в ПЗН. Із аналізу С}’1 = Г(Т) слідує, що залежність субструкгуршіх ефектів від кількості ТЦО носить оецнляційний характер. Період цих процесів після ТЦО без навантаження складає 30 циклів, ч після ТЦО в ПЗН період зменшується в 2 рази. Величини ефектів осцшікь ють із затухаючою амплітудою при збільшенні кількості термоциклів. Стабілізація субграннчних піків відбувається після60 ТЦО.

Наведено результати віїливу атомів цинку (1,2,3,4 % 2а) на залежність (З'1 = ДТ) після ТЦО в ПЗН. Крім субструктурнйх ефектів А (513 К), В (553 К) і С (603 К) спостерігаються піки при 353К, 393К, 453К, 633К, 693-703К. їх всебічне дослідження і порівняння із літературними даними дають підстави припускати, що вони пов'язані з такими процесами: ефекти при 353 К і 393 К пов'язані із розчиненням зон Гіньє-Йрестона; ефект при 453 К зумовлений релаксацією Зінера; ефекти при 633 К і 693-703 К с зернограничний і домішковий зерногра-

ІШЧНИЙ відповідно. .

Аналіз температурної залежності ВТ сплавів АІ-7лі показує, що, як і в уплавах А1-Си>. залежність субструктурннх ефектів мас оецн-ляційний характер. Період осц:шяції складає 15 ТЦО. Характери поведінки ефектів А і В праістично повторюють один одного. Слід цщэдщгдо.. зд^іздьниіі.характер поведі,нки піка С. Так, період його осциляції відображає періоди зміни'перших двох ефектів, але характер Лото поведінки протилежний.

г ., Зменшенняпіків А і В пов’язується . з осіданням домішкових атомів на дислокаційних стіш:ах, які .стабілізують субструктуру. При цьому^ внутрішні дислокації стають більш рухомішії і ефективно РОЗСІЮЮТЬ;.пружну енергію. Це і супроводжує збільшення піка С. Збільшешія густини дислокацій при ТЦО дає можливість перетворешія малокутоБіїч меж у великокутові межі зерен. Відбувається часткове подрібнення зерна..про що.свідчить збільшення піка при 633 К. Наступне збільшення-кількості .термоциклів викликає накопичення дефектів в нових зернах і початок формування нової, більш топкої суб-структурн. Наявність добре розвинутої системи еубіраииць створює умови для, виділення домішок .по субмежах. При . цьому кількість домішок на висококутових мелсах зменшується, що приводить до зменшення домішкоцого зерцограїшчіюі опіка при 693-703 К. ,

Про характер змін структури га її еволюцію нри ТЦО б ГОП свідчить зміна параметрів-дислокаційної структури (табя.1). Щільність дислокацій Л, дошкнну • дислокаційної о сегмента І.„ визначали з експериментальних даних амшіігудно-залелаїого ВТ, металографічною і рештешетруктурноп) аналізів на ЕОМ. " . : ; :

■ Огрішані результати свідчать,: що : при НІС) е 1ТШ максг-мальне значення щільності дислокацій А та мінімальне значення Ц, досягається в процесі перших 15-25 ТЦО, я при ТЦО без ігшатажешш

- протягом 35-45 ТЦО. Наступне збільшешш кількості термоциклів приводить до зменшення А і незначного 'збільшення І,, Зменшення Ц, зумовлене осіданням на дислокаціях домішок, їх комплексів і днепер-сих фаз. Підтвердженням зміцнення матеріалів при ТЦО і ТЦО в ШН є зміна другої критігчної амплітуди деформації уір;, тангенса куга нахилу фону "амплітудної залежності Вт Ц0, мікротвердосіі Н,. і показника Майера пш (габл.2), оскільки мінімальне значення і максимальне 7^2 відповідають збільшенню величніш межі пружності, а змепшеть" показника Манера, який є мірою легкості ковзання, свідчить про ут-

Таблиця 1.

і Сплав і ; Тср-■ мооб-| роОка Вішї-ряна | вели» ; чина : 0 : ТЦО 5 ТЦО 10 ; тцо і і І 20 і ТЦО 1 > 40 ТЦО 60 ТНО

і ЛІ-11%Єи 1 ’ТЦО ; п пзи і ТЦО і Л.НГ^м'2 Ьп- Ю\ м ЛІО^м1 Ьп-106,м ; 1,30 ’ 2,90 1,10 '2,91 * 7,9 ■ 2,35 5,1 11.75 1 10,1і |2,№ ;5,б і 1*,8Г 126,06 іго* *7,20 : 1,80 31,0 Г,7 17,71’ 1,33 . 22,1 ІГ.50 ЛЬ.7 11,35

ІЛІї [ 4%Си -ТЦО 1 в ПЗН ! ТЦО Л-ГО'^І2 й„104 м ; Л 10 %ї 2 1.п10\м ‘ 5,20-і 5,5015,02 г 5,04і \3,5Я ‘2,46 і 7,80 ; 3,65 і 13,6 . Г,45 8і55 '• 3;50 . Щ50 2,03 ; 13,50 ■2,65 28.05 12,46 : 17.50 123,5 >2>Ш ‘ 16,0“ іЗДО

АІі ; і%?м і : ТЦО ; в ПЗН і ТЦО : лю’Ім*2 і:„ ю®, м .ЛІО^і-3 І, №‘, м 2Л0 І6.2Г (2.ИІ -4.90' і 5:1’ 4:о 3.6 3.1 5.5 {410 І 9.1' і2.5 ■7.80 \ 3165 •7.30 12.91‘ 10.3 >4:2 !• 10.2 і 3:23 :І0.3 ■з;р - ІТ.Г '2.96

і і м- і4%гп і ', ТЦО ! в-ПЗН ТЦО jt.-ltf.M- ‘л-иг%2 и-тч‘,м Ь.4б і 6.50 3.50 6.3Г 14.05 15-05 •!з:2б і 6.05 9:90 І 2.90 '5.6:3.03 } 12.3' І2!83 : 7.95 ;2.98 110.2 і 3.05 і 10:36 І2М І 9-36 : 3.60 110.3 •;з:о5

ПЬрівілння амплітудних залежностей^ ВТ (АЗВТ) показує, що післяТЦО в ПЗН’ криві (З'1 = Ду) зсунутічзсторону більших амплітуд деформації в порівнянні із зразками; обробленими прН'ТЦО без каадл-таження. Гістерезис ВТ післЯ’ТЦО’в ЙЗН! більший, -ііж після ТЦО без навантаження; . _

Великий гістерезис після ТЦО в ПЗН свідчить про значне закріплення дислокацій атмосферами домішок. • Кількісно гістерезис можна визначити із співвідношення (Уі-УгУчг, де Уі — перша критична амплітуда деформації АЗВТ зростання, у* -перша критична амплітуда деформації АЗВТ спадаїпи. Для сплавів АІ-1%Си, АІ-4%Си, АІ-1%7п, Аі-4%гп після ТЦО в ПЗН ця величина ріпга 0.75, 0.50, 0.70 і 0.76, а після ТЦО без навантаження - 0.25, 0.40, 0.35 і 0.38 відповідно. Після штучного старіння зразків АІ-йт це значення близьке до нуля (0.05).

Таблиця 2

Зміна параметрів ампдітудиої залежиості ВТ, показника Майора і

Сплав 1 Тер-1 мооб-робка Вимі- ряна вели- чина і) ТЦО 5 ТЦО | 10 ТЦО 20 ТЦО 40 ТЦО 60 ‘ ТЦО

ТЦО І£в 0,70 0,25 0,23 0,23 0,35 0,51

А1- в ПЗН Нй, мПа 400 425 567 759 690 625

ЗУеСи Р» 2,15 2,01 1,91 1,86 1,84 1,92

ТЦО і£8 0,65 0,35 0,25 0,25 0,45 0,57

Н„, мПа 405 508 596 700 713 725

Ят 2,10 2,05 2,00 1,96 1,93 1,93

ТЦО Тча-м* 6,8 7.1 10,3 13,5 14,0 13,3

А1- в ПЗН «§0 0,71 0,32 0,28 0,25 0,22 0,31

4%Си Н,. ,мПа 421 602 735 823 785 501

Па 2,14 2,04 1,?1 1.68 1,68 1,73

ТЦО Ї^ГІО5 6,8 7,0 10,0 12,3 14,0 13,6

Івв 0,70 0,39 0,38 0,37 . 0,39 0,40

,мПа 420 530 629 762 800 786

2.14 1,99 1,96 1,92 1,85 1,88

що У^ю5 4,1 6,3 8,1 9,2 9,3 10,0

АІ- в ПЗН *20 - 0,93 0,90 0,83 0,72 0,75 0,86

Г/іЙі Н„, мПа 120 129 200 260 250 251

С/р 2,10 2,03 1,86 1,71 1,73 1,76

що У«р2'101 4,0 5,8 6,9 7,3 8,0 7,9

І2 0 0,90 0,87 0,87 0,85 0,82 0,83

Н^.мПа 125 130 190 213 220 220

п» 2,10 1,95 1,88 1,88 1,86 1.58

що Уч'1І01 4.3 7.8 9.1 9,0 - 8,90 8,99

АІ- в ПЗН шо 0,78 0,45 0,38 0,39 0,39 0,38

34<2п Нй, мПа 181 200 231 286 285 290

♦ '~ пт , 2,06 2,00 1,88 1,83 1,84 1,85

тцо Уф2І05 4.4 5,1 6,6 7,9 8,6 8,7

^ 0 0,69 0,60 0,55 0,43 0,40 0,40

Н^.мПа 150 209 230 256 278 280

Г' • п„ 2,06 1,98 1.91 (,76 1,80 1,79

Значення величини у«р.2 після 20 ТЦО в ГІЗН, яка характеризує процес розмноження і руху дислокацій по механізму Франка-Ріда, більше в 1.2-1.6 рам, аніж після 20 цихлів звичайного ТЦО.

. 11

Так їм чином, одержані результати свідчать на каріїсть >-

іІЗН у порівняти з іншими термообробками, оскільки вона значно поліпшує структуру сплавів, подрібнює фази, сирчяг більїл повному і рівномірному розчиненню хімічних елементів и твердому ро, чині, підвищує густину дислокацій, зумовлює подрібнення :*срен ' субзереч і, як наслідок, переводить матеріал в більш іша>-коміцшш етан. ТІ 1,0 в І13И забезпечує прискорення досягнені, і більш зміцненого стану і розширення інгерпалу зберелсеїшя, підвищених експлуатаційних характеристик матепіалу (див.табл. 1,2).

Спільна дія підвищеної темпертгури та полів напруг сприяє перерозподілу дефектів і формуванню тонкої, більш рівноважної, а значити, стабільної су б структури. Варіювання параметрами ТЦО в ГІЗН дає широкі можливості для цілеспрямованого керування процесами структуро^ порення, а, отасе, і отримання необхідних експлуатаційних характеристик матеріа:іу.

Проведено дослідження фізичної природи, кінетики і механізмів сгруктурних перетворень в ДТС на основі міді після різних технологічних обробок.

Результати досліджень показали, що ТЦО у визначеному температурному інтервалі не дозволяє ефективно керувати структурними і фазовими перетвореншіми з метою покращення фізико-механічннх властивостей берилієвої бронзи. Це зумовлено недостатністю термічної активації для перерозподілу дислокацій, що створюються при термоциклюванні, оскільки вони ефективно закріплені домішковими ашмами, їх скупченнями або дисперсними виділеннями.

З метою підвищення межі пружності, межі міцності і відносного видовження при зниженні анізотропії межі пружності, гартування проводили в іігг;рвглі температур 780-20°С з числом циклів 2-3. Внаслідок такої обробки поведінка параметрів амплітудної залежності ВТ (АЗВТ) і дислокаційної структури добре корелюють між собою. Так, перші три цикли ведуть до збільшення фону ВТ від 5-10-4 до 8-Ю"4 приу= 910'й, тангенса куга нахилу АЗВТ від 0.4 до

0.68 і щільності рухливих дислокуй від 2-1012 м2 до 10-І012 м'2, а також зменшення середньої кількості точок закріплення дислокації! від 40 до

10. Подальше збільшення кількості циклів не призводить до суттєвої зміни даних параметрів. Така обробка БрБ2 збільшує питомий електроопір під 0.100 мкОм-м до 0.105 мкОм-м.

Наступне термсщикгіювЕцшя матеріалу в інтервалі температур лііспсрсійного твердіння і дія зовнішньої напруги гиюшкаготь додатковий розпад твердого розчину, про що свідчить зменшення питомого електроопору від 0.105 мкОмм до 0 052 мкОм-м після 10 ТЦО: Найчіткіше це проявляється на початкових стадіях, ТЦО. В результаті вшінву 5-10 ТЦО фон ВТ при 315°С змешнуїться-від Qф'! = І29>10г4 до Оф-' = 18-Ю-4, тобто паї 86%. Основна частіша зменшення фону відбувається в перші 5 ТЦО. Деякого зменшення з 8-Ю'4 до 4-107* нрн цьому зазнає і фон в умовах кімнатної температури. Збільшення протяжності ТЦО в незначній мірі вплітає на фо» при ЗТ5°С і-зовсім'не впливає на його значег - і при кімнатній температурі. Притому, зростає і’модуль зсуву (^-квадрат частота) при 315°Є і 20?Є. ©сповна, частіша- його збільшення випадає на перші 5 ТЦО: Надалі; він< збільшується в незначній мірі. Залежність модуля зсуву (і?)>від ТЦ0-добре корелює з даними по зміні величшш фону ВТ при 315°Є, а також свіднита.про> виділення дисперсної фази» що зумовлюз зміцнення’ бронзи- в процесі; ТЦО під. навантаженням і підвищення жароміцності; матеріалу. ,

Значення» тангенса? куга-нахилу фону АЗВТ за перші 3 ТЦОзмен-шузться.від^О™ 0:68-до0:28; а після. 15 ТЦО він*стає 0-22. Найменше значешш І§0>= 0: 1<8: досяг-астьсяпри-55 ТЦО;

Друга>критична амплітуда-деформації за 55 ТЦО-зростає від у«р2 = 12.5-Ш'-5 др укр.з = 70і 10"-3. Мінімум» величини-1§0- і максимум- кри» пічної- амплітуди, відповідає максимуму величини межі пружності; тобто* матеріалзміцнюється. ^

Зменшешія тажснса-кута накилу АЗВТ і фону ВТ можна поясни* ти- закріпленням дислокацій виділеними: дисперсними фазами і процесами^ релаксації, мікронапруг,що-добре корелює з кривою зміни величини внутрішніх мікронапруг. Невеликий ріст 1^>0 пояснюється, очевидно, тим» що дислокації- і вакансії набувають певної рухливості за рахунок переходу домішкових атомів, які раніше зв'язували ці дефекти, до складу фаз, що виділяються або утворення ними самостійних фаз.

Про характер еволюції-структури при ТЦО в ПЗІІ!свідчнть зміна щільності-дислокацій А. Залежність А від кількості ТЦО має складний характер. До 25 ТЦО-величина. А збільшується від 10-10,2м'2 до 16.2 10,2м'\ Надалі вона зменшується до 35 ТЦО з наступним іік-нням до 2510,2м‘2 при 55 ТЦО. Збільшення щільності днсло-

кацііі може бути викликано мікроиластпчпими деформаціями матриці- Ні. межі між матрицею і дисперсними виділеннями, в процесі їх відокремлення, коли відбувається розрив когерентного з>.‘лзку і формування кристалічної решітки фази. Зменшеній величний свідчим.. очевидно, іцо щільність"дислокацій збільшилась до іакою значення, коли субме-,і:а, яка розділяє сусідні су озерна і харіи. іс-ризуїться міннім' кутом їх розорі ппування. перехилить у велихи-кутову МСіКу, перетворюючи субзерію І! окреме ЗЄПІІО.

■ ■ Цікавою с зміна дислокаційного сегменту І_„. Величина Ь„ на протязі перших 15 ТЦО змеишусчься, а після 25 ТЦО збільшуєгься з іиі-стутшии зменшенням.'Ці дані також підтверд-кують той факт, що основний розпад пересиченого а-тнердоіо розчину БрБ2 и процесі ГЦО а ІІ’ЗН відбувається в перші 5-15 ТЦО. Виділенії.'! дисперсної фази за її осідання на дислокаціях і зумовлює зменшення І.н. Збільшення І.,, при більш трипалих 'ГЦО мо'.ке бути обумовлене пастковою коагуляціск* дисперсних виділень. Така зміна ВТ свідчить про зростання ступеня закріплення дислокацій пр.і ТЦО в ГІЗН з порівнянні із звичайними ТЦО.

За допомогою ренггеноструїаурного аналізу досліджено залежність гкіраметру кристалічної решітки а і зроблено оцінку зміни величніш внутрішніх нікроїишруг Да/а >з процесі ТЦО в ГІЗН.

: ’ Зміна параметра кристалічної решітки а матриці бронзи перебувають ті добрій відповідності з поведінкою тангенса кута нахилу лЗІіГ. мікронапрут і фону ВТ.

" ' " ' Складність структурних і фаза.нх перетворень, іцо відбуваються з досліджуваній бронзі п процесі 1і$6 із ПЗІІ, викликала необхідність розподілу і' шівчення змін внутрішніх мігронаируг і макронанруг. Визначення величини внутрішніх макронанруг знодиться до точного визначення параметрів кристалічної решітки.

Результат вимірювання параметру кристалічної решітки берилієвої бронзи при її ТЦО і ТЦО в ШН.свідчать, що перші З ТЦО зменшують параметр до мінімального значення. Наступне нарощування числа ТЦО викликає підшіщепі’я параметру решітки, який досягає максимального значення після 20 ТЦО. Наступні 20 ГЦО зумовлюють 'Зменшення-• параметру' '-рнстішишоїрешітки матриці.

ІІри ТЦО в 113Я зразків подрібнення кристалітів не вплетено. тому"основний вклад в розширення ліній на рентгенограмах вносять міКронанруги. викликані виділенням дисперсної, когерентно зв'язаноїз

матрицею, зміцнюючої фази. Ці мікронаяруги неодноразово змінюючі параметр решітки в різноманітних кристалітах і блоках мозаїчно'; структури одного кристаліта. Тоді кожен кристаліт чи блок має параметр деіцо інший, нінг сусідній крипиіт чи эдок і внаслідок цього пініі рентгенограми виявляються розширеними.

Показано закономірність зміни мікронапруг б процесі ТЦО і ПЗН, визначеної по лінії 50°. Величина мікронапруг на протязі перших З ТЦО зменшується. Це може зумовлюватися початковою стадією виділенім дисперсної фази, яка ще ке сформувалася в окрему кристалічну решітку. Ці попередні виділення являють собою скупчення домішкових атомів типу зон Гінье-Престона. Тому відхід дом'шкових атомів до цих попередніх виділень зумовлює деяке зменшення мікронапруг в матриці. На протязі наступних 7 ТЦО виділення починають формувати свою кристалічну решітку, яка когереніяо зв'язана з матрицею. Оскільки параметри і властивості решіток матраці і виділень різняться між собою, то наявність між ними когерентного зв'язку зумовлює ріст мікронапруг.

Поступове вдосконалення решітки виділені- і наростання напруг на межі між ними і матрицею приводить до розриву когерентного зв'язку і відокремлення часток дисперсної фази. При ньому відбувається часткова релаксація мікронапруг, величина яких зменшується на протязі наступних 25 ТЦО. Продовження термоцнкягованнх досліджуваних матеріалів приводить до коагуляції часток шділеія,, що знову викликає повільне зростання внутрішніх мікронапруг.

Таким чином в результаті такої обробки збільшується густіша другої фази, яка чинить опір руху дислокацій, іцо і фязводить до збільшення опору малим пластичним деформаціям, і ступінь зміцнення відповідно підвищується. Підтвердження зміцнення сплаву є також зростання критичних амплітуд деформації укр.і і укр 2; модуля зсуву і2 при 315°С і 20°С; мікротвердості Н„; зменшення тангенса кута нахилу фону АЗВТ 1§0 і показника Майєра.

ОСНОВНІ РЕЗУЛЬТАТИ ТА ВИСНОВКИ РОБОТИ.

1. Термоциклювашія, а особливо термоциклювання в полі зовнішніх напруг, приводять не тільки до утворення в сплавах високої щільності вакансій і дислокацій, але р до перерозподілу останніх в полігональні стінки. Це обумовлено тим що, наявні домішки, їх комплекси чи-окремі дисперсні виділення істотно блокують новоутворені дислокації і цим самим утруднюють процес формування субструктури.

• ' ' 15

х кош гграція, хімічний склад і структурний стаїі вимагають не гільки суттєвого підвищення температури термоциклювання, (більшення швидкості нагріву і охолодження, часу віггрпмки при ханШ температурі, але й накладання керованих зовнішніх, силових толів. З Іншого боку, вони ефективно блокують уже сфо[ гмовану :убструкч)ру. а відтак збільшують ії термічну стабільність і тідшішуюіь жароміцність матеріалу. При цьому в міру підішіцсішя ліцносттіх характеристик не втрачаються істогньо і демпфуючі вла-ггавості. ‘

2. ІІПеНСШШІСТІ. проявлення субструктурннч ефектів в залежності іід кількості термоциклів носить осциляційний характер з періодом пециляції 25-30 термоциклів після термоциюиовашш і 12-15 термоциклів після термоциклювання, під навантаженням. Воші стабілізуються після 50-60 ТЦО. Домішки міді, на відміну від цшіку, зменшують період осциляції, і ефективніше стабілізують досліджувані ефекти. Зернограиичний пік при цьому зростає і зміщуєгься в район нижчих температур. Відбувасгься подрібнення '■ериа за рахунок збільшення розоріаггацн границь і переходу субзерен в зерна. Наступне збільшення кількості термоциклів викликає накопичення дефектів в нових зернах і починається формування більш тонкої рівноважної субструкзурн.

З Термоциклювання дисперсійно-твердіючих сплавів в навантаженому стані зумовлює прискорення досягнення більш зміцненого стану і розширення інтервалу збереження підвищених експлуатаційних характеристик матеріалі». Встановлена кореляція між характером проявлення внутрішнього тертя при перехо, (і матеріалів із метастабільного в рівноважний стан і зміною їх міцноотних властивостей. Виявлено відповідність між типом субструктури, модулем зсуву і величиною мікротвердості, що дозволяє вибрати для практичного використання такі температурні умови, які відповідають високим жаростійким властивостям.

4.11ри термоціікдювшші і термоциклюсаниі під навантаження! і берилієвої бронзи іліявлено добру кореляцію зміни параметру кристалічної гратки матриці, тангек;а купі нахилу фону’ амплітудної залежності внутрішнього тергя, мікроі/апруг, фону внутрішнього тертя і параметрів дислокаційної структури. Показано, що термоциклювашш під паватажениям прискорює виділення в дисперсійно-твердіючих сплавів дисперсної фази, яка стабілізує субструктуру і обумовлює до-

латної^ зміцнення. ,

5. Збільшення опору мікропласшчцим деформаціям після термошік-лювання під навантаженням пояснюється тим, що н результаті такого термониклговашія утворюються частинки другої фази, габіїусна площина яких паралельна осі прикладання навантаження або складає з цією віссю невеликі кути. Внаслідок цього збільшується густіша частинок. які чинять більїшці опір рухові дислокацій,,і..приводять до збільшення опору малим пластичнім деформаціям. ; ■

6. На базі виконаних досліджень сплавів на основі А1 і Си пропонуються такі режими термоциклювашш:

- для А1-Си 15-20 ТЦО в інтервалі температур 520о20°С під напругою

(0.4-0.6)Оо.2»

- для А1-гп 15-25 ТЦО в інтервал» температур 495-505<=>20°С під на-, прутшо (0.2-0.4)а02;

- для БрБ2 З ТЦО в інтервалі температур 780<=>20°С і 10-15 ТЦО в інтервалі температур 315<=>20°С під напругою О.2о02;

- швидкість нагріву та охолодження при ТЦО для алюмінієвих сплавів складає 50К-сГа для БрБ2 - 78К-С'1 і (Т-2)Кс', які зумовлюють підвищення і стабільність їх експлуатаційних характеристик.

7. Перевага запропонованих технологій полягає в тому, що застосувати термошіклговання під навантаженням можливе не тільки до матеріалів із днсперсійно-твердіючих сплавів, які служать сировиною для техніки і промисловості, але й до готових деталей і технічних конструкцій із них. Це спростить технологію обробки, зменшить енергозатрати"! дозволить отримати значний економічний ефект.

ОСНОВНИЙ СПИСОК ОПУБЛІКОВАНИХ ПРАЦЬ.

; 1. Эузяк II.М., Бшиок А.И., Томчук В.И., Ходак В.И. Внутреннее трение бёриллиевой бронзы при термоциклиропании под нагрузкой // Извеспй'РАН. Серия физическая. -1993.-Т.57.-№11.-С.142-145.

2. Бннок А.І. Вилив термоциклювання під навантаженням на структурні зміни дисперсійно-твердіючих алюмінієвих сплавів // Ме-таллофизї&а и Новейшие технологии.-1997.-Т.19.-№6.-С.78-80.

3. Шлю к А.І., Зузяк П.М., Бунтар О.Г. Еволюція структури

дисперсійіЙ-твердних сплавів після термоциклювання під навантаженням//'В ісЙик ІЗІніїііЦького політехнічного інституту.-1997.-ЖЗ.-С. і10-115. ;; - — ' ■■ - ‘ ; ' ' ' '

І:о}ідиспіко Л.К.» Зуіяк П.М., Стронпш Б.Г., Солоііенко В:И„ БіиіЙ'>к’Л.УІ'.' ИсспедбпаїІие зависимости пиутреішего трепня н стсиеии

деформа;' (и от величины напряжения в алюминии и сплаве плкшк мишш-циик // Внугрешіее третю в исследовании металлов, с планов, и неорганических материалов. -М.: Наука.-1989. -С.103-106.

5. Зузяк П.М., Билюк А.И., Ходак В.И. Прогрессивные іехноло-

гии формирования субструктуры в .цисперсионно-твердеющих сплавах па основе алюминия // Приложение к Всеукраинскому науч.-гехн журналу “Вибрации в технике и технологиях” / Сборник тру доз Мелсдунар. иаучн.-техи. коиф. “Приборостроение-97”. -ч.1. -1997. ?

С .200-203. ’ .

6. Зузяк П.М., Білюх А.І. Субструктурне зміцнення сплавів а л юм і н і іі - м і л і//ГІр а ці Другої всеукраїнської конференції “Сучасні фізико-математнчні дослідження молодих науковців вузів України”.-Київ, 1995.-С.66-74“Деп. в ДНТБ України 4.09.95 №2035 Ук-95”.

7. Зузяк ІІ.М., Білкж А.І..Ходак В.Й. Температурний спектр внутрішнього тертя алюмінію після термоциклювання під навантаженням // Праці Другої всеукраїнської конференції “Сучасні фізико-математичні дослідження молодих науковців вузів Україки”.-Київ11995.-С.75-79 “Ден. в ДНТБ України 4.09.95 №2035 Ук-95”.

8. Зузяк П.М., Солоненко В.И.,Бнлюк А.И. О контроле влияішя термоциклирования на парамеїрьі дислокационной структуры в бериллиевых бронзах // Труды науч.-техн. конф. стран содружества ‘‘Контроль и управление » іехішческих системах”. -Винница: ВПИ. -1992.-С.121.

9. Зузяк П.М., Билюк А.И.,Томчук В.И.,Ходак В.И. Внугрен-

яее трение бсрнллиевой бронзы при термоциклировашш код нагрузкой // Труды школы-семинара ‘ ‘Релаксационные явления в твёрдых телах”. -Воронеж: ВПИ. -1993.-С.158. .

10. Зузяк П.М., Билюк А.И., Ходак В.И. Субсгруктурное упрочнение дисперсиоігао-твердеюіцих сплавов II Труды Межцунар. Семинара “Релаксациошше явления в твёрдых телах”. -Воронеж: ВГГУ. -1995.-С.159.

11. Зузяк П.М., Біліок А.І., Ходак В.Й. та ін. Демпфуючі і механічні властивості берилієвої бронзи після термрциклюваїшя під на-вантажеш’ям// Матеріали Другої Міжнар. Конф. “Конструкційні та функціональні матеріали”. -Львів. -1997.-С.258-259.

18

АНОТАЦІЯ

Білюк А.І. Вплив терміщпклюваїшя в полях зсвпішніх напружень ла формування і стабілізацію структури дисперсійно-твердіючих сішавів. -Рукопис.

Дисертація на здобуття вченого ступеня кандидата фізлко-математичшіх наук за спеціальністю 01.04.07 - фізика твердого тіла. Чернівецький державний університет, Чернівці, 1997.

Захищаються результати досліджень впливу термоциклювання в полях зовнішніх напружень на структурні та фазові перетворення в днсперсійно-твердіючих сплавах на основі алюмінію (А1-Си, А1-2п) і міді (БрБ2), які опубліковані вії науковнх роботах. Показано, що характер зміни субструктуршіх еффектів в алюмінієвих сплавах носить осциляційний характер з періодом осциляції 15-20 циклів. Встановлено збільшення щільності дисперсшіх частішок в БрБ2, табітусна площшіа яких складає малі кути з віссю прикладання зовнішньої напруги, що збільшує опір малим пластичним деформаціям. Дана технологія обробки дисперсійно-твердіючих сплавів дозволяє

стабілізувати субструктуру дисперсними частинками і забезпечує

додаткове зміцнення матеріалу.

Ключові слова: дисперсійно-твердіючі сплави, дислокації,

субмежа, субструктурне зміцнення, термоциклювання, дисперсійне зміцнення, зовнішні напруження.

АННОТАЦИЯ

Билюк А.И. Влияние термоциклировашш в полях внешних напряжений на формирование и стабилизацию структуры дисперсионно-твердеющих сплавов. -Рукопись.

Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук по специальности 01.04.07 - физика твердого тела. Черновицкий государственный университет, Черновцы, 1997.

Защищаются результаты исследований влияния термоциклиро-вания в полях внешних напряжений на структурные и фазовые превращения в дисперсионно-твердеющих сплавах на основе алюмшшя (А1-Си, А1^п) и меди (БрБ2), которые опубликованы в 11 научных работах. Показано, что характер изменения субструктурных эффектов в алюминиевых сплавах носит осцилящюнный характер с периодом осцилляции 15-20 циклов. Установлено увеличение плотности дисперсных частиц в БрБ2, габитусная плоскость которых составляет ма-

лые углы ОСЬЮ приложения внешнего напряжения, ЧТО увелИЧ1Ш;;е1 сопротивление малым пластическим деформациям. Данная, техишш-гня обработки дисперсиошю-твердеющих сплавоп позволяв i ia-билизировать субсфуктуру дисперсными частицами и обеспечивает дополнительное упрочнение материала.

Ключевые слова: дисперсиоино-гвердеющие сплавы, дислокации, субграшгпа, субструктуриое упрочнение, термоциклироиаиие,^ дисперсионное упрочнение шюшние напряжения.

ABSTRACT

Bilyak A.I. Influence of therraocycling in fields of external stresses on formation and stabilisation of dispersly-hardening alloys structure. -

Script.

Thesis for a Candidate of Physics and Madiemetics in 01.04.07 -Solid-State Physics. ChemivLsi State University, Chemivtsi, 1997.

Results of researches of ihfluence of thermocycling in the fields of external stresses on structural and phase transformations in

dispersly-hardening alloys based on aluminium (Al-Cu, AI-Zr) and copper (BrT32) published in 11 scientific works are to be proved. It is shown that the character of changes substructural effects in. aluminium based alloys has oscillating character with the 15-20 cycles long oscillation period. Discovered the growth of density of disperse particles in BrB2, whose habitus area forms small angles with the axis of applying external stress ahd that rise^ the resistance against plastic i deformations. The proposed technology of processing disnersly-hardeiung alloys permints to stabilise their substructure with disperse particles and provides additional reinforcement of the material.

Key words: dispersly-hardening alloys, dislocations,

substructural reinforcement, thennocycling, disperse reinforcement, external stress.