Физические аспекты формирования высокопрочного состояния дисперсионно-упрочняемых сплавов при интенсивной пластической деформации кручением

Тип работы:
Реферат
Предмет:
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ


Узнать стоимость

Детальная информация о работе

Выдержка из работы

УДК 538. 9: 544. 22. 022. 284. 3
Физические аспекты формирования высокопрочного состояния дисперсионно-упрочняемых сплавов при интенсивной пластической деформации кручением
С. Н. Фаизова, Г. И. Рааб, Н. Г. Зарипов, Д.А. Аксенов1, И.А. Фаизов
Институт физики перспективных материалов при УГАТУ, Уфа, 450 000, Россия 1 Институт физики молекул и кристаллов УНЦ РАН, Уфа, 450 054, Россия
В работе исследуется влияние неравновесныж фазовыж превращений при интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением на свойства дисперсионно-упрочняемыж материалов в состоянии пересыщенного твердого раствора на примере сплава Cu-1Cr-0. 7Al-0. 2Zr. Показано, что в ходе интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением происходит выделение частиц вторьж фаз, что влияет на кинетику последующего старения. Обсуждаются возможные механизмы взаимодействия частиц вторых фаз и дефектной структуры.
Ключевые слова: ультрамелкозернистая структура, медный сплав, частицы вторыж фаз, интенсивная пластическая деформация кручением под высоким давлением
Physical aspects of high-strength state formation in particle reinforced alloys
under high pressure torsion
S.N. Faizova, G.I. Raab, N.G. Zaripov, D.A. Aksenov1, and I.A. Faizov
Institute of Physics of Advanced Materials at Ufa State Aviation Technical University, Ufa, 450 000, Russia 1 Institute of Molecule and Crystal Physics RAS, Ufa, 450 054, Russia
The influence of nonequilibrium phase transformations under high pressure torsion on the properties of particle reinforced materials in a supersaturated solid solution state is studied using alloy Cu-1Cr-0. 7Al-0. 2Zr as an example. It is shown that high pressure torsion causes the precipitation of second-phase particles, which affects the subsequent aging kinetics. Possible mechanisms of interaction between second-phase particles and defect structure are discussed.
Keywords: ultrafine-grained structure, copper alloy, second-phase particles, high pressure torsion
1. Введение
Низколегированные сплавы системы Си-Сг^г широко используют при создании электропроводящих компонентов и изделий, от которых требуется повышенная механическая прочность [1−3]. Эти сплавы относятся к дисперсионно-упрочняемым, поэтому для достижения высокой прочности к ним обычно применяется стандартная технологическая обработка, заключающаяся в закалке от солидусных температур для создания пересыщенного твердого раствора, холодной деформации, например прокатки или волочения, и отжига при специально подобранной температуре для распада твердого раствора. Выделяющиеся при этом частицы раз-
личных интерметаллидов хрома и циркония создают дополнительные препятствия для движения дислокаций, повышая прочность материала, а также термостабильность структуры. Распад твердого раствора восстанавливает электропроводность материала, которая значительно снижается при наличии в меди растворенных атомов. При этом термообработка может вызвать ряд негативных эффектов, таких как глубокий дислокационный возврат или коагуляция вторых фаз в крупные редко расположенные частицы, что может привести к снижению результирующей прочности. Ввиду этого температура и время отжига требуют тщательной оптимизации с учетом всех упомянутых факторов. Прочность сплава Си-Сг, достигаемая с помощью описанной обработки,
© Фаизова С. Н., Рааб Г. И., Зарипов Н. Г., Аксенов Д. А., Фаизов И. А., 2015
составляет 400−500 МПа при проводимости 75−85% от проводимости чистой отожженной меди [3].
Известно, что методами интенсивной пластической деформации, такими как равноканальное угловое прессование или интенсивная пластическая деформация кручением под высоким давлением, можно измельчить кристаллическую структуру металлов и сплавов до субмикрометрических и нанометрических размеров. Как показано многочисленными исследованиями, такая структура придает металлическим материалам уникальное сочетание прочности и пластичности, часто недостижимое иными методами [4−11]. Применительно к дисперсионно-упрочняемым сплавам методы интенсивной пластической деформации могут быть использованы в составе описанной выше трехстадийной обработки, заменяя или дополняя холодную деформацию. На этом пути удается достичь значительно более высокой прочности — до 700 МПа и выше для сплавов системы Си-Сг^г [12, 13].
Однако при прямолинейном применении такого подхода не учитывается, что интенсивная пластическая деформация сопровождается рядом явлений, влияние которых нарушает те физические предположения, на которых основана описанная схема. При интенсивной пластической деформации происходит генерация большого числа неравновесных вакансий, стоками для которых являются межкристаллитные и межфазные границы. Это, наряду с динамическими искажениями решетки и переходом атомов легирующих элементов в междо-узельные положения [14], приводит к ускорению диффузии, приводящей к распаду твердого раствора. В результате такого деформационно-стимулированного распада следует ожидать повышения плотности дисперсных частиц уже на стадии деформирования.
В литературе также имеются данные, свидетельствующие о том, что при интенсивной пластической деформации может происходить растворение частиц вторых фаз. Например, при холодной деформации наблюдается растворение интерметаллидных частиц вторичной б'--фазы в сплаве А1−4Си [15], а в состаренном сплаве Бе-35№-5Т — фазы № 3Т [16]. В работах [14, 1720] приведены данные о перераспределении легирующих элементов, растворении интерметаллидов, карбидов и оксидов в матрице сплавов железа и никеля при наноструктурировании методами холодной деформации. Одновременное протекание кинетически разнонаправленных процессов возможно вследствие неоднородности пластической деформации на микроуровне в условиях формирования наноструктуры. Их предположительным общим результатом будет не только выделение некоторого количества частиц в ходе интенсивной пластической деформации, но и перераспределение массы между ними на расстояниях порядка размера кристаллитов.
Постдеформационный отжиг после интенсивной пластической деформации также имеет особенности. Это связано как с высокой плотностью дислокаций и масштабом сформировавшейся кристаллической структуры, так и с уже произошедшим частичным распадом твердого раствора. Кроме того, в [12] методом дифференциальной сканирующей калориметрии найдено, что в сплаве Си-Сг^г после 12 проходов равноканаль-ного углового прессования температуры выделения основных интерметаллидов существенно изменяются по сравнению с крупнозернистыми образцами сплава того же состава, что авторы объясняют высокими остаточными напряжениями и большой плотностью дефектов после интенсивной пластической деформации.
Таким образом, получение высокой прочности в дисперсионно-упрочняемых сплавах с использованием методов интенсивной пластической деформации связано с решением комплекса проблем, которые до настоящего времени остаются практически не изученными. Целью настоящей работы являются исследование эволюции плотности и распределения по размерам частиц вторых фаз при деформации методом кручения под высоким давлением и ее анализ с точки зрения предположения о разнонаправленных процессах растворения-выделения. Другим проявлением этих процессов будут особенности протекания последующего старения. Вследствие этого представляет интерес изучение влияния режимов постдеформационной термообработки на результирующие физико-механические свойства и определение оптимального режима для достижения высокопрочного состояния обрабатываемого материала.
2. Материал и методики исследования
Материал исследования — сплав Си-1Сг-0. 7А1−0^г. В состоянии поставки сплав представляет собой прутки диаметром 40 мм после промышленной обработки. В данной работе образцы, изготовленные из сплава в состоянии поставки, использовали для сравнения структуры и свойств с образцами, прошедшими обработку методами интенсивной пластической деформации.
Исследования проводили на исходных образцах в виде дисков с радиусом R = 5 мм и толщиной ^ = 0.8 мм.
Для получения пересыщенного твердого раствора легирующих элементов в медной матрице образцы выдерживали в течение 1 ч при температуре 1050 °C, после чего закаливали в воде.
Условия интенсивной пластической деформации кручением: комнатная температура, приложенное напряжение 6 ГПа, количество оборотов N = 5. Величину сдвиговой деформации на расстоянии г рассчитывали по формуле
у = 2, (1)
где N — число оборотов- г — расстояние от оси вращения- - толщина образца после деформации на расстоянии г от центра образца [21]. При данных размерах образцов для N=5 оборотов и при г = Я/2 = 2.5 мм значение у составляет 523.
Постдеформационный отжиг проводили в солевом расплаве в печи SNOL 8. 2/1100 при температуре 200, 300, 400, 450 °C длительностью от 10 до 200 мин с шагом 10−20 мин.
Структуру материала исследовали методами оптической металлографии и просвечивающей электронной микроскопии, фольг и реплик на электронном микроскопе JEOL-2100. Фольги, параллельные плоскости кручения, изготавливали двухсторонней электрополировкой на приборе ТапиРо1 5. Основные исследования структуры и свойств образца проводили на расстоянии половины радиуса.
Для детального исследования изменения размеров и характера распределения частиц в ходе интенсивной пластической деформации кручением использовали метод экстракционных реплик [22]. Учитывая специфику отделения частиц от матрицы в этом методе, оценка среднего размера частиц и расстояния между ними носит полукачественный характер. Однако данная методика является практически единственной, позволяющей проследить кинетику фазовых превращений, происходящих при интенсивной пластической деформации
'-. -& gt- *. г'-. — ч& quot-
V ^ Г Л ^1
с — -с & quot- ¦
-У 1
. Л р-
> «Л. * ч —

. * *
г & lt-
& gt-. ж
200 нм
Рис. 1. Структура после закалки при 1050 °C, полученная методом фольг (а) и реплик (б). Просвечивающая электронная микроскопия
с частицами вторых фаз нанометрических размеров в сплавах с массовой долей легирующих элементов порядка 1−2%.
В работе были оценены размеры частиц и среднее расстояние между ними на каждом этапе обработки образцов. Для того чтобы правильно оценить направленность процессов, учесть наблюдаемую неоднородность распределения частиц в матрице и получить достоверные данные, были проведены съемки больших панорамных площадей реплик. Статистика измерений на разных образцах составляет от 1100 до 1800 частиц, при этом погрешность оценки средних величин составляла примерно 10%.
Размеры отдельных частиц определяли как среднее геометрическое измерений в двух взаимно перпендикулярных направлениях. Среднее расстояние Ь между частицами рассчитывали по стандартной формуле, которая является точной при их сферической форме [23]:
Закалка ИПДК
2500 -I 2000 1500 -I
щ 1000-
500 0
620
1885
Закалка
ИПДК
ТО
Рис. 2. Влияние вида обработки на средний размер частиц (а), среднее расстояние между частицами (б), микротвердость (в). ИПДК — интенсивная пластическая деформация кручением под высоким давлением, ТО — термообработка
1=ё, (2) где 51 — площадь поверхности реплик, на которой были проведены измерения- N — количество частиц на площади 51.
Микротвердость измеряли на приборе Micromet при нагрузке 0.5 Н и выдержке 10 с. Количество измерений было не менее 10, статистическая погрешность — 10%.
3. Результаты и обсуждение
3.1. Эволюция структуры на различных этапах обработки сплава
1 этап. После предварительной высокотемпературной термообработки (закалка при 1050 °С) в сплаве Си-1 Сг-0. 7А1−0. 2&- получена крупнозернистая структура со средним размером зерен ~36 мкм. При выбранной температуре растворение происходит не полностью — в структуре наблюдаются частицы вторых фаз (рис. 1). Наиболее крупные из остаточных частиц достигают размеров до 1 мкм (рис. 1, а). Частицы после закалки можно разделить по морфологическим признакам. Результаты классификации частиц и их идентификация по электронограммам были приведены в работе [24]. Здесь следует отметить, что состав и морфология частиц в значительной степени наследуются из состояния поставки. По данным просвечивающей электронной микроскопии реплик средний размер частиц составил ~45 нм, наиболее вероятное значение — 20 нм, а сред-
нее расстояние между мелкими частицами равно ~460 нм (рис. 2, а, б). Микротвердость образцов в этом состоянии равна ~620 МПа (рис. 2, в). Для отожженной технически чистой меди марки М1 эта величина равна 500 МПа [25]. Более высокое значение для сплава объясняется в основном твердорастворным упрочнением, а также влиянием остаточных частиц второй фазы.
2 этап. Интенсивная пластическая деформация кручением под высоким давлением приводит к глубокой и достаточно однородной фрагментации кристаллической структуры. Электронограммы фрагментированной структуры образцов становятся близкими к кольцевым — увеличивается плотность дифракционных максимумов. Средний размер фрагментов составляет ~80 нм.
На рис. 3 показаны электронно-микроскопические снимки экстракционных реплик образцов сплава Си-1 Сг-0. 7А1−0. 2&- на разных этапах обработки. После интенсивной пластической деформации кручением практически не наблюдаются крупные частицы с размерами порядка 1 мкм. По сравнению с состоянием после закалки распределение частиц становится более плотным — среднее расстояние между частицами уменьшается с ~460 до ~210 нм (рис. 2 и 3, а, б). Средний размер частиц уменьшается до ~18 нм, а наиболее вероятный — до 10 нм.
Наблюдаемое уменьшение среднего расстояния между частицами соответствует увеличению их числа в единице объема примерно в 10 раз. Исчезновение крупных частиц с размерами порядка 1 мкм может сви-
Рис. 3. Распределение дисперсных частиц после обработки методом интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением, N = 5 (а, б) и интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением N = 5 и последующей термообработки (450 °С, 1 ч) (в, г). Темнопольные изображения (б, г). Просвечивающая электронная микроскопия. Реплики
Рис. 4. Микроструктура после интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением, N = 5. Светлопольное (а) и темнопольное (б) изображение скоплений дислокаций и частиц. Стрелками показано одно и то же место. Просвечивающая электронная микроскопия. Фольги
детельствовать о том, что в ходе интенсивной пластической деформации происходит их механическая фрагментация. Однако ввиду более высокой твердости вторых фаз по сравнению с медной матрицей этот процесс вряд ли возможен для более мелких частиц с размером порядка десятков нанометров. Таким образом, появление большего количества частиц с размером ~10 нм, возможно, связано с распадом твердого раствора, вызванным интенсивным деформированием. В пользу этого предположения говорит и тот факт, что наблюдается корреляция между дислокационными скоплениями и концентрацией мелких частиц. На рис. 4 показано сравнение темно- и светлопольных электронно-микроскопических изображений характерных участков деформированных образцов, которое демонстрирует указанную корреляцию. В отличие от состояния после закалки, где присутствуют частицы разнообразной морфологии, на данном этапе обработки практически все частицы имеют округлую форму. Это наблюдение согласуется как с предположением о ранней стадии их роста из твердого раствора, так и их механической фрагментации.
Постдеформационный отжиг. В целях выявления особенностей в поведении образцов после интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением была проведена постдеформационная термообработка с параметрами, используемыми после менее интенсивной деформации — отжиг при температуре 450 °C в течение 1ч [3]. В результате неоднородность кристаллической структуры увеличилась — при сохранении областей с субзеренными фрагментами размером менее 50−70 нм и высокой плотностью дислокаций наблюдаются укрупнившиеся в результате рекристаллизации зерна размером порядка 200−400 нм, свободные от дислокаций. Эти зерна имеют границы с полосчатым контрастом, характерным для отожженных материалов. Количественные подсчеты показывают бимодальное распределение зерен по размерам с максимумами при 50 и 150 нм.
Термостимулированный распад твердого раствора приводит к появлению большого количества мелких дисперсионно-упрочняющих частиц вторых фаз: средний размер частиц уменьшается до ~11 нм, при этом наиболее вероятный размер сохраняется равным 10 нм. Среднее расстояние между частицами равно ~115 нм (рис. 2). Микротвердость после отжига уменьшилась с 2340 до 1885 МПа, т. е. данный режим отжига не оптимален.
Для определения оптимального режима после 5 оборотов интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением проводили отжиг образцов при температурах 200, 300, 400, 450 °C длительностью от 10 до 200 мин с приращением в 10−20 мин, после чего измеряли микротвердость. Была подготовлена новая партия образцов, у которых после интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением микротвердость стала равной ~2200 МПа.
Из результатов, представленных на рис. 5, видно, что режим термообработки, при котором достигается максимальная микротвердость 2670 МПа — это температура 400 °C и время выдержки 20 мин.
На рис. 6 показаны графики изменения микротвердости от времени отжига при 400 °C образцов с крупнозернистой структурой, полученной после закалки, и образцов, подвергнутых интенсивной пластической де-
0 20 40 60
t, мин
Рис. 5. Зависимость микротвердости от температуры и времени выдержки образцов после интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением, N = 5
Рис. 6. Термообработка при оптимальной температуре 400 °C образцов в исходном крупнозернистом состоянии (1) и после интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением (2)
формации кручением под высоким давлением. Видно, что в крупнозернистом состоянии увеличение НУ за счет термостимулированного распада твердого раствора продолжается до времени выдержки 60 мин. Уменьшение Н У при дальнейшей выдержке может вызываться коагуляцией частиц. Максимальное приращение имеет меньшую величину (А = 480 МПа), чем в образцах после интенсивной пластической деформации кручением (А = 580 МПа).
Прочность определяется как дефектностью структуры, так и упрочняющими частицами и является не суммой их вкладов по отдельности, но также включает их взаимодействие, т.к. частицы не только препятствуют движению дислокаций, но и стабилизируют имеющиеся дислокационные скопления. Поскольку отжиг вызывает не только выделение частиц, но и возврат структуры, различия в поведении нанокристаллических и крупнозернистых материалов очевидным образом связаны именно с различием дефектной структуры. Рост прочности в крупнозернистом материале происходит только за счет частиц. В нанокристаллическом материале из-за его сильной неравновесности происходит быстрый возврат, который на определенном этапе начинает превалировать над эффектом увеличения плотности частиц. Следует заметить, что непосредственный перенос на нанокристаллический материал данных о динамике распада твердого раствора в крупнозернистом материале невозможен. В нанокристаллическом материале при отжиге диффузия протекает быстрей за счет вклада зернограничной диффузии и потока вакансий, сопровождающего трансформацию дислокационных скоплений [26].
4. Заключение и выводы
Интенсивная пластическая деформация сплава Си-1Сг-0. 22 г приводит к деформационно-стимулирован-ному распаду пересыщенного твердого раствора. В результате в матрице выделяется большое количество мелких частиц вторых фаз. Наиболее плотно частицы располагаются в местах сформировавшихся дислокационных скоплений.
В изучаемом сплаве после пяти оборотов интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением средний размер субкристаллических фрагментов равен ~80 пм [25], что заметно меньше ~130 пм для меди Ml и, очевидно, связано с существенным влиянием дисперсионно-упрочняющих частиц па движение дислокаций и, как следствие, па измельчение структуры. Из-за деформационно-стимулирован-пого распада твердого раствора этот эффект будет иметь место даже в материалах, изначально не содержащих частицы вторых фаз, например быстро закаленных из расплава.
Оптимальный режим постдеформациоппого отжига образцов сплава Cu-lCr-0. 2Zr после интенсивной пластической деформации кручением под высоким дав-лепием существеппо отличается от припятого для мепее интенсивной деформации. Поскольку прочность материала является функцией дефектности структуры, упрочняющих частиц и взаимодействия между ними, однозначно выделить доминирующую причину этой разницы затруднительно. Однако не вызывает сомнений, что основной особенностью интенсивной пластической деформации обработанных материалов является сильная перавповеспость дефектной структуры и, следовательно, высокая скорость дислокационного возврата. Процессы возврата за более короткое время формируют плотные дислокационные скопления, стабилизированные частицами, которые выделились па этапе иптепсивпой пластической деформации.
Работа выполнена при частичной финансовой поддержке Mинистepствa образования и пауки РФ в рамках проектной части государственного задания № 11. 2540. 2014/К образовательным организациям высшего образования и частично проекта РФФИ № 14−08−31 483 мол_а.
Литература
1. Huкoлaeв A.K., Poзeнбepг B.M.лавы для электродов контактной сварки. — M.: Meтaллypгия, 1978. — 96 с.
2. Paйкoв Ю.H. Обработка меди. — M.: Институт Цветметобработка, 2006. — 448 с.
3. Осшщв O.E. Meдь и медные сплавы. — M.: Maшиностpоeниe, 2004. — 336 с.
4. Ceгaл B.M., Peзнuкoв B. K, Konылoв B.И. u др. Процессы структуро-образовапия металлов. — Mинск: Наука и техника, 1994. — 231 с.
5. Segal V.M. Materials pro? ssing by simple shear // Mater. Sd. Eng. -
1995. — V. 197. — P. 157−164.
6. Baлueв P.3., Aлeкcaндpoв И.B. Наноструктурные материалы, полу-
ченные интенсивной пластической деформацией. — M.: Логос, 2000. — 272 с.
7. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Alexandrov I.V. Bulk nanostmd: ured materials from severe plastk deformation // Prog. Mater. Sd. — 2000. -V. 45. — P. 103−189.
8. Iwahashi Y., Horita Z., Nemoto M., Langdon T.G. An investigation of microstructural evolution during equal-channel angular pressing // Arta Mater. — 1997. — V. 45. — No. 11. — P. 4733−4741.
9. Aндpueвcкuй P.A., Глe3ep A.M. Прочность наноструктур // УФН. -2009. — T. 179. — C. 337−358.
10. НиколаевА.К., РайковЮ.Н., Ашихмин Г. В., Ревина Н. И. Нанотех-нологии в металлургии. — М.: Институт Цветметобработка, 2007. -112 c.
11. Глезер A.M. О природе сверхвысокой пластической (мегапласти-ческой) деформации // Изв. РАН. Сер. физ. — 2007. — Т. 71. -С. 1764−1772.
12. Vinogradov A., Patlan V., Suzuki Y., Kitagawa K., Kopylov V.I. Structure and properties of ultra-fine grain Cu-Cr-Zr alloy produced by equal-channel angular pressing // Acta Mater. — 2002. — V. 50. -P. 1639−1651.
13. Vinogradov A., Ishida T., Kitagawa K., Kopylov V.I. Effect of strain path on structure and mechanical behavior of ultra-fine grain Cu-Cr alloy produced by equal-channel angular pressing // Acta Mater. -2005. — V. 53. — P. 2181−2192.
14. Сагарадзе В. В., Шабашов В. А. Аномальные диффузионные фазовые превращения в сталях при интенсивной холодной деформации // ФММ. — 2011. — Т. 112. — № 2. — C. 155−174.
15. Ракин В. Г., Буйнов Н. Н. Влияние пластической деформации на устойчивость частиц распада в сплаве алюминий-медь // ФММ. -1961. — Т. 11. — № 1. — С. 59−73.
16. Земцова Н. Д., Сагарадзе В. В., Ромашев Л. Н., Старченко Е. И., Шабашов В. А. Повышение температуры Кюри стареющих сплавов в процессе пластической деформации // ФММ. — 1979. -Т. 47. — № 5. — С. 937−942.
17. Сагарадзе В. В. Диффузионные превращения в сталях при холодной деформации // МиТОМ. — 2008. — № 9. — C. 19−27.
18. Шабашов В. А., Сагарадзе В. В., Морозов С. В., Волков Г. А. Мес-сбауэровское исследование кинетики деформационного растворения интерметаллидов в аустените FeNiTi // Металлофизика. -1990. — Т. 12. — № 4. — С. 107−114.
19. Шабашов В. А. Неравновесные диффузионные фазовые превращения и наноструктурирование при интенсивной холодной деформации // Вопросы материаловедения. — 2008. — Т. 3. — № 55. -C. 169−179.
20. Сагарадзе В. В., Морозов С. В., Шабашов В. А., Ромашев Л. Н., Кузнецов Р. И. Растворение сферических и пластинчатых интерметаллидов в Fe-Ni-Ti аустенитных сплавах при холодной пластической деформации // ФММ. — 1988. — Т. 66. — № 2. — C. 328 338.
21. Жиляев А. П. Микроструктура и спектр границ зерен ультромел-козернистого никеля, полученного интенсивной пластической деформацией // Металлы. — 2004. — № 1. — С. 72−86.
22. Горелик С. С., Расторгуев Л. Н., Скаков Ю. А. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. — М.: Металлургия, 1970. — 107 с.
23. Салтыков С. А. Стереометрическая металлография. — М.: Металлургия, 1976. — 272 с.
24. Фаизова С. Н., Валиев Р. З., Латыш В. В., Александров И. В., Сар-кеева Е.А., Кандаров И. В. Растворение и выпадение дисперсион-но-учрочняющих частиц в низколегированных медных сплавах системы Cu-Cr-Zr при интенсивной пластической деформации // Тез. докл. конф. «Наноматериалы технического и медицинского назначения», Тольятти, 2007. — С. 146.
25. Александров И. В., Дубравина А. А. Формирование наноструктур-ного состояния в меди методом интенсивной пластической деформации кручением // МиТОМ. — 2001. — № 12. — С. 366−371.
26. Колобов Ю. Р., Валиев Р. З., Грабовецкая Г. П., Жиляев А. П. Зерно-граничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. -Новосибирск: Наука, 2001. — 231 с.
Поступила в редакцию 31. 03. 2015 г., после переработки 18. 05. 2015 г
Сведения об авторах
Фаизова Светлана Никитична, к.ф. -м.н., доц. НИ ИФПМ при УГАТУ, snfaiz@mail. ru Рааб Георгий Иосифович, д.т.н., внс НИ ИФПМ при УГАТУ, giraab@mail. ru
Зарипов Наиль Гарифьянович, д.ф. -м.н., проф., зав. каф. НИ ИФПМ при УГАТУ, nzaripov@mail. ru Аксенов Денис Алексеевич, асп. ИФМК УНЦ РАН, spirit13@bk. ru Фаизов Ильшат Альбертович, инж. НИ ИФПМ при УГАТУ, iafaiz@mail. ru

ПоказатьСвернуть
Заполнить форму текущей работой