Аннотация результатов, полученных в 2021 году
В рамках реализации исследования методом полунепрерывного литья были получены четыре сплава: два сплава системы Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) и два сплава системы Al-Li-Cu-Mg-Zn(-Ag). Были исследованы микроструктура и фазовый состав Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) и Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплавов с помощью сканирующей электронной микроскопии и рентгенофазового анализа. Эвтектические включения, обнаруженные в Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) сплавах, включали тета-фазу (I4/mcm). В их объеме также установлено образование дисперсных частиц Al20Cu2Mn3 фазы. Цинк демонстрировал слабую тенденцию к образованию сегрегаций внутри эвтектических включений в литом состоянии Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплава. После гомогенизации цинк равномерно распределяется по сечению слитков. В структуре Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплава в литом состоянии обнаружено образование относительно мелких частицы Al6(Mn,Fe) и Al20Cu2Mn3 в объеме эвтектических включений по границам дендритных ячеек. Рентегнофазовый анализ также подтвердил образование различных литийсодержащих соединений, таких как AlLi, Al3Li, Al2CuLi. Следует отметить, что данные соединения типичны для Al-Cu-Li сплавов. В исследуемом сплаве Zn и Mg образуют сегрегации в эвтектических включениях, состоящих преимущественно из тета-фазы (Al2Cu), тогда как Ag обнаруживается преимущественно в теле дендритной ячейки. В центре литого слитка сплава Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn обнаружено формирование пор с объемной долей 1,6±0,4 об. %. Исходя из результатов анализа ДСК образцов в литом состоянии были выбраны режимы одноступенчатые гомогенизационного отжига при температурах 525°С и 495°С для Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) и Al-Li-Cu-Mg-Zn(-Ag) сплавов, соответственно. Скорость нагрева и продолжительность выдержки для всех режимов гомогенизации составляли 2°/мин и 24 часа, соответственно. Охлаждение образцов проводили с печь. Режим предварительной термомеханической обработки сплавов включал изотермическую ковку и прокатку при температурах 450°С с целью устранить дефекты литья и добиться более равномерного распределения легирующих элементов. Были изучено влияние гомогенизирующего отжига и изотермической прокатки на структуру и фазовый состав, а также твердость и механические свойства при растяжении в Al-Cu-Mg-Ag-Zn и Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплавах после термической/термомеханической обработки. ДСК анализ показал существенное уменьшение доли эвтектических включений, состоящих преимущественно из тета-фазы, в исследуемых сплавах после гомогенизации. Снимки СЭМ, карты распределения легирующих элементов и рентгенофазовый анализ не выявили образование нерастворимых грубых интерметаллидных соединений, содержащих Mg, Zn и Ag. Таким образом, данные элементы доступны практически в полном объеме для участия в процессах дисперсионного твердения при последующих термических/термомеханических обработках. Исследование зёренной структуры сплавов после изотермической прокатки и нагрева для обработки на твердый раствор в течение 1 часа показало, что во всех сплавах происходит формирование вытянутой полностью рекристаллизованной структуры с долей ВУГ более 80%. Средние размеры зерен вдоль и поперек направлению прокати составляли 44,9 мкм и 36,1 мкм для Al-Cu-Mg-Ag сплава, 52,0 мкм и 43,4 мкм для Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплава, 256,1 мкм и 28,1 мкм для Al-Li-Cu-Mg-Zn сплава, и 18,3 мкм и 15,3 мкм для Al-Li-Cu-Mg-Zn-Ag сплава, соответственно. Как видно, добавка цинка в Al-Cu-Mg-Ag сплав после изотермической прокатки и нагрева до предплавильных температур приводит к увеличению размеров рекристаллизованной зерен, имеющих вытянутую форму. Влияние серебра зеренную структуру Al-Li-Cu-Mg-Zn сплавов более очевидно: в Al-Li-Cu-Mg-Zn-Ag сплаве происходит формирование более мелкозернистой структуры с меньшей величиной коэффициента и формы по сравнению Al-Li-Cu-Mg-Zn сплавом. Во всех исследуемых сплавах, после прокатки и нагрева гистограммы распределения разориентировок границ кристаллитов были близки к функции распределения Маккензи, типичной для материалов со случайной ориентацией кристаллов. Таким образом, все исследуемые сплавы могут иметь незначительную анизотропию механических свойств, связанную с формой зерен, а не с кристаллографической текстурой. В рамках проекта были изучена эволюция твердости сплавов после обработок по режиму Т6 при 150, 170 и 190°С для Al-Cu-Mg-Zn(-Ag) сплавов и при 170°С для Al-Li-Cu-Mg-Zn(-Ag) сплавов. Пик твердости для Al-Cu-Mg-Zn(-Ag) сплавов наблюдается после старения в течение 2, 6 и 24 часов при 190, 170 и 150°С, соответственно. После старения на максимальную прочность при различных температурах значения YS и UTS для Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплава получили на 5-10 МПа выше по сравнению Al-Cu-Mg-Ag сплавом. Таким образом, добавка 0,4 масс. % цинка оказывает незначительное положительное влияние на прочность при растяжении Al-Cu-Mg-Ag сплава. Применение режимов старения T6I6 позволило дополнительно повысить значения YS/UTS для Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплава с ~425/~465 МПа до ~435/~480 МПа, соответственно, тогда как для Al-Cu-Mg-Ag сплава не наблюдалось положительного влияние на данные характеристики. Среди исследуемых сплавов максимальные YS~520/485 МПа и UTS~540/510 МПа с удлинением до разрушения ~11/9,3% были достигнуты для Al-Li-Cu-Mg-Zn-Ag сплава, которые в целом отражали более высокую твердость, полученную для данного сплава, по сравнению с Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) и Al-Li-Cu-Mg-Zn сплавами. Соответственно, совместное введение Li, Zn и Ag приводит к значительному дисперсионному твердению Al-Cu-Mg сплавов в процессе старения. Удельная прочность экспериментального сплава Al-Li-Cu-Mg-Zn в состоянии T85 составляет 179-192 МПа м3/кг. В рамках проекта были изучены структуры, фазовый состав и распределения дисперсных частиц в Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) сплавах после старения. Анализ снимков просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), проведенный на образцах Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) сплавов, показал преимущественное выделение {111}Al пластин омега-фазы после старения при различных температурах. {100}Al пластины тета’-фазы были также обнаружены после старения при различных температурах, но их объемная доля была незначительна и составляла менее 10% от доли {111}Al пластин омега-фазы. Статистический анализ размеров и распределения {111}Al пластин не показал разницы в диметре и толщине, а также плотности выделения омега-фазы в Al-Cu-Mg-Ag и Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплавах после старения на максимальную прочность. Атомная структура Ω пластин, образующихся в {111}Al плоскостях в сплаве Al-Cu-Mg-Ag, была исследована с помощью ПЭМ и теории плотности функционала (DFT). Пластины омега-фазы разной толщины были исследованы в двух состояниях сплава после старения на максимальную прочность при 150°C и 190°C. Было установлено, что пластины различной толщины (от 0 до 2,5 cθ) имеют объемную и структурную несовместимость с окружающей алюминиевой матрице в виде несрелаксированных деформаций несоответствия и компонентов сдвига, соответственно. Анализ результатов моделирования структур показал, что имеют место два типа компонентов сдвига: [-101]Al//[0-10]θ (τI) и [1-21]Al//[100]θ (τII). Было установлено, что компоненты сдвига τI и τII энергетически выгодны в пластинах разной толщины. Все исследованные пластины имели объемную несовместимость с Al матрицей в виде деформаций несоответствия вдоль направлений [111]Al//[001]θ, которые неравномерно распределяются по толщине пластины. Большие деформации несоответствия концентрируются вдоль плоских межфазных границ пластин, то есть в слоях Ag2Cu и Cui, и создают недопустимо высокий энергетический барьер для зарождения и роста выступа, который приводит к утолщению/огрублению пластин омега-фазы. Когерентные межфазные границы по краям тонких {111}Al пластин омега-фазы были также изучены в Al-Cu-Mg-Ag сплаве после старения на максимальную прочность. Анализ изображений ПЭМ показал, что торцевые межфазные границы тонких пластин омега-фазы могут отклоняться от их ортогональных ориентации по отношению к плоским межфазным границам относительно более толстых пластин. Углы и направления наклонов межфазных границы по торцам тонких пластин коррелируют с ориентацией компонентов сдвига, появляющихся вдоль широких поверхностей пластины. Анализ ПЭМ также показал, что атомы Cu стремятся занять определённые узлы в алюминиевой матрице вблизи торцов {111}Al пластин. В рамках проекта были проведены испытания на сопротивление ползучести при 150 и 165°С для Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) сплавов после старения. Было установлено, что поведение исследуемых Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) сплавов типично для металлических материалов, а именно с ростом температуры и уровня приложенных напряжений происходит ускорение процесса деформации и уменьшение времени до разрушения. На зависимостях кривых ползучести (зависимость степени деформации от времени ползучести при определенном приложенном напряжении) прослеживается общая тенденция к уменьшению времени до разрушения для образцов Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплава по сравнению с Al-Cu-Mg-Ag сплавом при обоих температурах испытаниях. Анализ скоростей деформации при ползучести также показывает, что деформация образцов Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплава происходит быстрее, чем в Al-Cu-Mg-Ag сплаве. Таким образом, несмотря на улучшение прочностных свойства на растяжение для сплава с добавкой цинка имеет место незначительное снижение сопротивления ползучести данного сплава по сравнению с Al-Cu-Mg-Ag сплавом. По кривым ползучести были также установлены закономерности изменения пределов ползучести и пределов длительной прочности при различных базах испытания и температурах 150°С и 165°С для обоих сплавов после старения на максимальную прочность при температурах 170°С и 190°С, соответственно. По результатам, полученным в рамках проекта, были подготовлена две публикации. Одна публикация была принята в печать в Materials Characterization (https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1044580321007087?via%3Dihub). На вторую публикацию под названием "Edge interfaces of the Ω plates in a peak-aged Al-Cu-Mg-Ag alloy" получены замечания рецензентов из аналогичного журнала (Materials Characterization). Авторы планируют вернуть данную рукопись с исправлениями в журнал в декабре 2021 года.

Аннотация результатов, полученных в 2022 году
Полученные научные результаты показывают, что степень пластической деформации растяжением 5-10% при обработке Т8 является оптимальной для достижения желаемого уровня механических свойств в Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплаве. Наличие анизотропии прочностных свойств преимущественно связана с наличием слабой кристаллографической и сильной металлографической текстур в образцах Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплава после горячей деформации. Обработка типа T8, включающая промежуточную пластическую деформацию растяжением на 5% и искусственное старение, является оптимальной с точки зрения достижения максимальных прочностных свойств и сохранением приемлемой анизотропии для удлинения до разрушения. Образцы Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплава после ковки, ковки + экструзия, ковки + прокатка показали, что последняя комбинация обработок является предпочтительной с точки зрения подавления анизотропии пластичности. Комбинация циклической деформации, одноосного растяжения и старения позволяет повысить предел текучести и временное сопротивление разрушению до уникальных значений. В Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплаве после обработки Т6, включающей старение на максимальную прочность, присутствуют пластинчатые частицы с плоскостями габитуса {111}_Al и стержнеобразные выделения вытянутые вдоль <100>_Al. Были идентифицированы различные кристаллические структуры частиц, соответствующие как Т1-фазе (Al2CuLi, пластины) так и S1 (Al2CuMg, Cmcm (ламели) и S’-фазам (Al2CuMg или зоны ГПБII) (стержни). <100>Al ламели S1-фазы, вытянутые вдоль <100>Al, имеют плоскость габитуса {210}Al//(001)S1. В Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплаве после обработки Т8, включающей деформацию 10% и старение на максимальную прочность, были идентифицированы {111}Al пластины T1 фазы и <100>Al стержни S’-фазы (ГПБII), тогда как ламели S1-фазы отсутствовали по сравнению с состоянием T6. Статистический анализ размеров и распределения частиц показал, что увеличении дисперсности упрочняющих {111}_Al T1 пластин и <100>_Al S’ стержней, а также повышение плотности дислокаций до (1,8±0,2)×10^15 м^(-1) в совокупности обеспечивают повышение прочностных свойств Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплава после обработки Т8, включающей промежуточную пластическую деформацию растяжением 10%, по сравнению с обработкой Т6. Испытания на определение скорости роста усталостной трещины (СРТУ, dа/dN) показали, что для исследуемых Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) сплавов после старения на максимальную прочность при 150°С и 190°С величина dа/dN составляет (3,3±0,3) мм/1000 циклов при ∆K=31,6 МПа×√м в ориентации T-L. Легирование цинком Al-Cu-Mg-Ag сплавов не оказывает влияние на СРТУ. Для Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплава значение dа/dN составляет 3,5 мм /1000 циклов при ΔK ~ 25 МПа×√м в ориентации T-L и 1,2 мм/1000циклов при ΔK ~ 31,6 МПа×√м в ориентации L-T. Было обнаружено, что вязкости разрушения (K1C) выше для Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) сплавов после старения на максимальную прочность при более низкой температуре 150°С по сравнению с 190°С. Для экспериментального Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплава величина K1C на 30% ниже аналогичного параметра для Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) сплавов в ориентации T-L, тогда как в ориентации L-T - соизмерима с ними. Таким образом, как и в случае с СРТУ и механическими свойствами на растяжение, в Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплаве после обработки Т8 имеется существенная анизотропия в величине K1C. При испытании на сопротивлении ползучести для Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплава прослеживается тенденция к линейной зависимости времени до разрушения от уровня приложенных напряжений, тогда как для Al-Cu-Mg-Ag сплава имеет место перегиб. Следует отметить, что положение данного перегиба зависит от температуры испытания – примерно на 200 ч. при 165°С и 600 ч. при 150°С. Для Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплава в исследуемом интервале приложенных напряжений, перегиб более выражен на пределе ползучести при 165°С, и менее – при 150°С. Преимущество Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплавов из-за отсутствия перегиба на зависимостях пределов длительной прочности при 150°С и 165°С не очевидно по сравнению с Al-Cu-Mg-Ag сплавами. Деформационное поведение упрочняющих {111}_Al Ω пластин было изучено в сплаве Al-Cu-Mg-Ag в процессе испытания на ползучесть до разрушения при 150°C. Сплав был получен в двух исходных состояниях: старение на максимальную прочность при 150°С (LA) и 190°С (НА). Обнаружено, что переход от сдвига частиц к образованию дислокационной петли Орована происходит при критической толщине пластины 3-3,5 c_тета-o (2.54-2.97 нм). Для пластин тоньше критического значения полная дислокация обеспечивает смещение сегментов относительно друг друга в плоскостях, ортогональных плоскости габитуса частиц. Эти дискретные смещения/сдвиги частиц пропорциональны ¼ c_тета-o (1d_111Al) в направлении нормали к широкой поверхности пластины или габитусной плоскости пластины. Полная дислокация с вектором Бюргерса b = [001]_тета-o может диссоциировать на несколько частичных внутри орторомбической решетки (Al_2Cu, тета-o), из которой состоит {111}_Al пластины омега фазы. Установлено, что для толстых пластин дислокационная петля состоит из двух наиболее протяженных сегментов с выступами, делающими ее линию параллельной широким поверхностям пластин. Взаиморасположение этих двух сегментов, принадлежащих одной и той же дислокационной петле, вдоль широких границ раздела зависит от полей напряжений, возникающих, например, от выступов, образующихся после сдвига частиц, широких когерентных структур межфазных границ и объемной несовместимости между матрицей и выделением в направлении <111>_Al//<001>_тета-о. Дислокационные петли вызывают сегментацию частиц и нарушение ориентационного соотношения Al/омега за счет поворота отдельных сегментов вокруг осей <110>Al. Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплав подвергается расслаивающему типу коррозии независимо от режима обработки. Причем в случае с состоянием Т6, процесс растворения более активный по сравнению с обработкой Т8. Непосредственно сам механизм коррозионного поражения при расслаивающей коррозии не зависит от обработки и равнозначен, как для Т6, так и для Т8. Характеристики, полученные из потенциодинамических кривых, также подтверждают вывод о лучшей коррозионной стойкости после обработки Т8 по сравнению с Т6. Анализ микроструктуры поверхности Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплава в состоянии Т8 показал формирование предпочтительных кристаллографических направлений растворения материала. Данный отчет представляет собой обобщение полученных результатов проекта. На данном этапе реализации соглашения РНФ опубликованы 3 статьи: (https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645422009119; https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1044580322000298; https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S0927025622001173), индексируемых базами Scopus/Web of Science и входящие в Q1 по базе данных http://www.scimagojr.com/. Члены коллектива приняли участие в двух научных конференциях: «IV Байкальский материаловедческий форум» (1-7 июля 2022, г. Улан-Удэ и побережье оз. Байкал, https://www.binm.ru/conf/2022_BMF4/) и «Физическая мезомеханика материалов» (5-8 сентября 2022, г. Томск, http://meso.ispms.ru/). Информация о результатах проекта (с упоминанием Фонда) была распространена среди различных интернет-изданий и сайтов: НИУ «БелГУ» (https://bsuedu.ru/bsu/news/news.php?ID=757426&IBLOCK_ID=176), CoLab (https://colab.ws/news/152), INDICATOR (https://indicator.ru/engineering-science/uchenye-prodvinulis-v-sozdanii-zharoprochnykh-alyuminievykh-splavov-22-02-2022.htm), Пресс-служба РНФ (https://www.rscf.ru/news/release/unikalnaya-struktura-mikroskopicheskikh-plastin-chastits-obespechila-vysokuyu-zharoprochnost-alyumin/?sphrase_id=130531).

Аннотация результатов, полученных в 2023 году
В отчетный период в 2023 году оценили потенциал улучшения механических свойств Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплавов после термомеханической обработки (ТМО), включающей циклическое нагружение. Установлено, что циклическая деформация за счет прямого (растяжение) и реверсивного (сжатие) нагружения сопровождается формированием в Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплаве однородной структуры, состоящей из дислокационных петель. Одноосное растяжение после циклического нагружения стабилизирует сегменты дислокационных петель при температурах искусственного старения за счет их взаимодействия с «новыми» дислокациями. В Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплавах после циклического нагружения и одноосного растяжения подавляется выделение {111}Al пластин T1-фазы, тогда как основное упрочнение обеспечивается более дисперсными <100>Al стержнями. Установили, что для обоих исследуемых Al-Cu-Mg-Ag и Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплавов наблюдается перегиб на зависимостях времени разрушения от уровней приложенных напряжений (σа) (пределов ползучести и длительной прочности). Механическое поведение также подобно для обоих сплавов с учетом линейной экстраполяции данных зависимостей при продолжительных испытаниях (при небольших σа). При кратковременных испытаниях (при больших σа) Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплав демонстрирует незначительно лучшее сопротивление ползучести по сравнению с Al-Cu-Mg-Ag сплавом. Это связано со способностью Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплав сопротивляться пластической деформации в процессе ползучести меньшая накопленная степень деформации на начальных этапах оказывает положительное влияние на скорость огрубления упрочняющих частиц при продолжительных испытаниях. Анализ морфологии выделяющихся частиц не выявил качественной разницы в фазовом составе в рабочей части образцов Al-Cu-Mg-Ag(-Zn) сплавах после ползучести при 200 МПа и продолжительности испытания 4367 и 3105 часов, соответственно. Длительные испытания на ползучесть приводит к значительному огрублению пластин Ω фазы в обоих сплавах по сравнению с исходными состояниями после старения на максимальную прочность. Установлено, что Ω-фаза проявляет незначительно худшее сопротивление утолщению в Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплаве. Кинетика огрубления упрочняющих частиц была изучена в процессе ползучести при 150°С и 165°С на примере Al-Cu-Mg-Ag сплава после старения на максимальную твердость при 190°С. Установлено, что увеличение толщины и диаметра {111}Al Ω пластины зависит от времени ползучести и не зависит от σa и общей пластической деформации, возникающей во время ползучести при 150°C и 165°C. Распад пересыщенного твердого раствора меди, сопровождающийся более высокой диффузионной активностью легирующих элементов и вызывает быстрое укрупнение частиц Ω при длительной ползучести при 150-165°С по сравнению с традиционным старением. Незначительная доля {100}Al θ’ пластин (Al2Cu, I4 ̅m2) и <100>Al S стержней (Al2CuMg, Cmcm) формируется как дискретно в Al матрице, так и могут обнаруживается агломерированной в комплексных выделениях вдоль дислокационных линий после ползучести. Установлено, что легирование цинком Al-Cu-Mg-Ag сплава носит неоднозначный характер с точки зрения стойкости к расслаивающей коррозии. При правильно подобранном режиме старения можно добиться лучшей стойкости к расслаивающей коррозии в Al-Cu-Mg-Ag-Zn сплаве, чем в Al-Cu-Mg-Ag сплава. При увеличении концентрации раствора до 3,5М NaCl легирование цинком способствует повышению коррозионной стойкости, в том числе стойкости к точечной коррозии. В растворах с меньшим содержанием соли NaCl более коррозионностойким является Al-Cu-Mg-Ag сплав. Al-Cu-Mg-Ag-Zn cплав после старения при 150°С демонстрирует высокую коррозионную стойкость в 1М NaCl растворе в условиях формирования растягивающих напряжений по сравнению с этим же состоянием без растягивающих напряжений. Однако, в целом более коррозионностойким состоянием при формировании растягивающих напряжений в 1М NaCl из всех исследуемых состояний остается Al-Cu-Mg-Ag сплав после старения при 150°С, также, как и для образцов без растягивающих напряжений. Исследовано влияние предварительной и промежуточной обработки, включающей прокатку, на ударную вязкость и анизотропию механических свойств Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплава. Пластическую деформацию сплава проводили методом холодной прокатки с суммарной степенью обжатия 10%. Холодную прокатку (ХП) осуществляли постоянно в направлениях – параллельном (ГП||ХП) или перпендикулярном (ГПꓕХП) – относительно направления предварительной горячей прокатки (ГП) с суммарной степенью обжатия e~1. Обнаружено, что анизотропия в значительной степени зависит от направления деформации, и, следовательно, от металлографической текстуры в сплаве, формирующейся в процессе рекристаллизации при горячей прокатке. Совпадение направлений прокаток (ГП||ХП) приводит к усилению эффекта анизотропии. Для Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплавов применение различных режимов предварительных деформационных обработок типа ковки, прокатки, или экструзии, приводящих к полной или частичной рекристаллизации материала, критически важно контролировать металлографическую текстуру образцов с целью избежать появления большой степени анизотропии различных механических свойств. Поскольку, как было показано ранее для Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплавов, режимы обработки, включающие горячую прокатку в одном направлении с большими степенями обжатия, сопровождаются частичной или полной рекристаллизацией этих материалов и приводят к появлению металлографической текстуры и большой степени анизотропии механических свойств, в рамках данного проекта было решено уменьшить степень обжатия до е~1 и изменить схему прокатки с целью подавить рекристаллизационные процессы. За счет суперпозиции различных схем/направлений прокаток были проведены различные механические испытания в зависимости от ориентации направления растяжения. Направление прокатки образцов без поворота было либо параллельным (||), либо перпендикулярным (ꓕ) направлению испытания на растяжение. Дополнительно, (горячая и холодная) прокатка образцов включала схему с поворотом заготовки на 90° между проходами и равномерным распределением суммарной степени деформации в данных направлениях. Обнаружено, что прочностные свойства на растяжение выше у образцов сплава, испытание которых проводили вдоль направления горячей и независимо от направления холодной прокатки. Совпадение направлений горячей и холодной прокатки приводит к большей степени анизотропии механических свойств при растяжении, чем их перпендикулярность. Относительно высокие прочностные свойства при растяжении с низкой степенью их анизотропии демонстрирует Al-Li-Cu-Mg-Ag-Zn сплава после горячей и холодной прокаток с поворотом заготовки на 90°. Все заявленные работы выполнены, а также публикационные показатели реализации проекта достигнуты в срок и в полном объеме. Ссылки на информационные ресурсы в сети Интернет, посвященные результата, полученным в рамках реализации проекта: https://nauka.tass.ru/nauka/18602249 https://habr.com/ru/news/757720/ https://indicator.ru/chemistry-and-materials/sliyanie-uprochnyayushikh-elementov-v-splave-privelo-k-potere-prochnosti-28-08-2023.htm https://rscf.ru/news/release/sliyanie-uprochnyayushchikh-elementov-v-splave-privelo-k-potere-prochnosti/ https://scientificrussia.ru/articles/ucenye-detalno-opisali-mehanizm-deformacii-aluminievyh-splavov-pri-dlitelnom-nagruzenii https://indicator.ru/physics/uchenye-detalno-opisali-mekhanizm-deformacii-alyuminievykh-splavov-pri-dlitelnom-nagruzhenii-22-12-2022.htm https://news.rambler.ru/tech/49917296-uchenye-detalno-opisali-mehanizm-deformatsii-alyuminievyh-splavov-pri-dlitelnom-nagruzhenii/ и другие.