CC BY
67
134 Вестник СамГУ — Естественнонаучная серия. 2006. №3(43)
УДК 548.31
ДИФФУЗИОННЫЕ ПРОЦЕССЫ В МЕТАЛЛАХ И СПЛАВАХ ПРИ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЯХ1
© 2006 В.М. Миронов, Т.Ф. Миронова^ Ю.Н. Коваль, Д.С. Герцрикен3
В.В. Алексеева4
Методом радиоактивных индикаторов изучены особенности распределения и миграции атомов в металлах и Ев-№-С-сплавах при мартен-ситном превращении, импульсной деформации и совместном действии превращения и деформации при низких температурах. Определены скорости массопереноса и форма концентрационных профилей в зависимости от способа импульсного воздействия, размера зерна, типа твердого раствора, состава сплава и вида проникающих атомов.
Введение
Полиморфные превращения, сопровождающиеся возникновением значительных внутренних напряжений, привлекали внимание многих исследователей возможностью ускорения диффузионных процессов. Еще в середине 50-х годов прошлого столетия впервые было доказано, что эвтектоидное превращение в стали У8 увеличивает подвижность атомов железа более чем на порядок [1]. Дальнейшие исследования показали, что хотя мартенситное превращение, протекающее по взрывной кинетике, происходит бездиффузи-онным путем, мгновенно возникающие при этом напряжения стимулируют массоперенос атомов на макроскопические глубины (до 60-100 мкм), описываемый экспоненциальной зависимостью концентрации от квадрата глубины проникновения даже при криогенных температурах [2]. И поскольку мартенситное превращение в металле можно рассматривать как деформационный процесс, то правомерным является использование превращения в
хПредставлена доктором физико-математических наук профессором А.В. Покоевым.
2Миронов Владимир Михайлович ([email protected], [email protected]), Миронова Татьяна Федоровна, Самарская государственная сельскохозяйственная академия, 446442, Россия, Самарская обл., п. Усть-Кинельский, ул. Учебная, д. 2.
3Коваль Юрий Николаевич ([email protected]), Герцрикен Дина Соломоновна ([email protected], [email protected]), Институт металлофизики им. Г.В. Кур-дюмова НАНУ, Украина, г. Киев.
4Алексеева Валентина Владимировна, Самарский государственный технический университет, 443100, Россия, г. Самара, ул. Молодогвардейская, 244.
качестве источника деформации [3], т.е. деформирование металла будет происходить одновременно с превращением. Кроме того, приложение дополнительных импульсных сжимающих напряжений к металлу, претерпевающему мартенситное превращение, в еще большей степени интенсифицирует массоперенос [3]. Целью настоящей работы является исследование закономерностей протекания диффузионных процессов, стимулированных мартен-ситными превращениями, в условиях низких температур, когда термически активированной диффузией можно пренебречь [4].
Материалы и методики экспериментов
Исследования проводили на технически чистых железе, никеле, малоуглеродистой стали и сплавах железа с 29-33% N1 и 0,5% С, находящихся как в а (ОЦК)-, так ив у (ГЦК)-состояниях и полученных соответственно путем закалки от 1373 К в жидкий азот или стабилизирующего отжига при 1373 К в течение 1-10 ч. Железоникелевые сплавы выбраны для исследования массопереноса не только из-за значительного увеличения объема при превращении, но и из-за низких температур превращения (табл. 1), поскольку с понижением температуры возрастает эффект ускорения стимулированного импульсным воздействием переноса атомов по сравнению с термически активируемой диффузией [3]. Образцы изготавливали размером 10 X 10 X 5 мм с чистотой поверхности не ниже 11-го класса точности. Внутренние поверхности оправок, внутрь которых помещали данные образцы, обладали той же степенью шероховатости, что и образцы. Для исследования влияния на миграцию атомов размера зерна й образцы и оправки изготавливали из материала с величиной й от 1 мкм до 1 мм. В остальных экспериментах величина й составляла ~ 10 мкм.
Таблица 1
Температуры начала мартенситного превращения в исследуемых сплавах
Сплав Ее-30% N1 Ее-31%№ Ез-32% N1 Ез-33% N1 Ее-30% №--0,5% С Ее-30% N1
Превращ. у —> а у —> а у —> а у —> а у —> а а —> у
Т, К 233 185 140 93 93 553
-Оравн> СМ-/ С (экстраполяция) Ю-56 О |> 1 О т-Н ю-93 < Ю“100 < Ю“100 ю-24
Импульсное деформирование в условиях у ^ а-превращения осуществляли следующим образом. Железоникелевый образец в исходном у-состоя-нии, покрытый с двух сторон радиоактивным изотопом 26А1, 55’59Ре, 60Со, 63№, 137Св, 204Т1 или стабильными алюминием, медью, либо содержащий в приповерхностном слое ~ 1-2 мкм азота, аргона или изотопы 14 С и 85 Кг, сначала помещали по скользящей посадке в изготовленную из железа или его сплава с никелем в а-состоянии П-образную оправку таким
образом, чтобы был обеспечен контакт между слоем изотопа и внутренними поверхностями оправки, а затем — в жидкий азот (сплавы Ре-33%№ и Ее-30% N1-0,5% С — в жидкий гелий) (рис. 1).
Я, отн. ед.
Рис. 1. Схема деформирования при мартенситных превращениях: 1—образец из железоникелевого сплава, находящегося в аустенитном состоянии; 2 — металлическое покрытие или слой раствора углерода, азота и др.; 3 — оправка из железа или железоникелевого сплава в мартенситном состоянии (а) и распределение атомов из нанесенного слоя в образце и оправке после у ^ а превращения в образце (б)
Поскольку коэффициенты линейного расширения железа и его сплава с никелем имеют близкие значения, то деформирование происходило в основном в момент начала превращения, т.е. за счет увеличения объема образца при протекающем по взрывной кинетике у ^ а-превращении, которое, по данным [5], составляет 3%. То есть, образец испытывал превращение и деформацию, а примыкающие к нему части оправки только деформацию, создаваемую резким увеличением объема образца при превращении. Степень деформации не превышала 1%, а средняя скорость достигала 10-2 с-1 [6]. Температуру начала Мн и конца Мк прямого у ^ а-превращения определяли по изменению пластичности и удлинения образца, связанному с образованием мартенсита, а также по изменению содержания мартенсита в сплаве, фиксируемому методом низкотемпературной рентгенографии, точки Ан и Ак определяли по восстановлению формы при нагреве по методике [7], по содержанию аустенита в сплаве (рис. 2), а также по появлению электродвижущей силы, возникающей в десятивитковой катушке, изготовленной из сплавов железа с 29-33% никеля в момент взрывного образования мартенсита [8]. Так, при напряженности магнитного поля, ориентированного вдоль оси образца из Ее-30% №, Н=450 Э амплитуда и длительность нарастания единичного сигнала были равны соответственно
м,%
т,к
8, мм
А/д-Ю3 б
Рис. 2. Изменение количества мартенсита в процессе превращения с понижением температуры (а), удлинения образца, претерпевающего у ^ а-превращение, при охлаждении (б), пластических свойств сплава при охлаждении и нагреве (в)
~ 10 мВ и 1^5 мс. Интервал прямого превращения для сплава железа с 30% никеля составлял 233-173 К, обратного — 553-613 К. Для полного протекания а ^ у-превращения применяли перегрев выше температуры конца фазового перехода, помещая железоникелевый сплав, находящийся в мар-тенситной фазе, в печь, нагретую до 923 К. В этом случае из железоникелевого сплава в а-фазе изготавливали оправку, а образец был железным или железоникелевым, но в у-состоянии. То есть при нагреве превращение происходило в материале оправке, которая за счет уменьшения объема при а ^ у-превращения сжимала образец. Поэтому образец подвергался действию только деформации, а оправка — превращения и создаваемой им деформации. В ряде экспериментов между образцом и оправкой помещали пластины, изготовленные из никеля, железа, малоуглеродистой стали, Ре-№-С-сплава в а- и у-состоянии. Контрольные образцы из железоникелевого сплава претерпевали только у ^ а-превращение при тех же температурах, но без дополнительной деформации, поскольку помещались в жидкий азот или гелий без оправки. Полное время прямого и обратного превращения рассчитывали из температурных интервалов с учетом скорости нагрева и охлаждения. Отметим, что, согласно [9], длительность протекания процесса миграции атомов соответствует времени фазового перехода или импульсного деформирования.
Исследование фазового состава, подвижности и распределения атомов проводили с помощью послойного радиометрического анализа и макро-, микро- и электронно-микроскопической авторадиографии [10-13], просвечивающей электронной микроскопии, рентгеноструктурного и микрорентгено-спектрального анализов.
Результаты и их обсуждение
Влияние вида воздействия на распределение и подвижность атомов
Рассмотрим особенности миграции атомов исследуемых элементов в сплаве Ее-30% N1 под действием скоростной пластической деформации примыкающих к образцу частей железоникелевой оправки, создаваемой объемным эффектом в образце при превращении, у ^ а-превращения в образце (без оправки) и их одновременного действия (в находящемся в оправке образце, испытывающем превращение).
Как следует из рис. 3, концентрационные профили распределения атомов в данном железоникелевом сплаве, образовавшиеся в этих условиях нагружения, представляют собой экспоненциальную зависимость от квадрата глубины проникновения, что указывает на преимущественную миграцию по объему зерна. Из рис. 4 видно, что для всех исследуемых элементов экспоненциальный характер проникновения атомов сохраняется, однако их глубины проникновения различны. В том случае, когда материал под-
С,%
Рис. 3. Концентрационные профили железа 55Ре в сплаве Ее-30% N1, подвергнутом действию деформации (1), у ^ а-превращению (2), совместному действию деформации и превращения (3)
вергается действию только пластической деформации, максимальная глубина проникновения для атомов кобальта составляет 12 мкм. Атомы кобальта, перемещающиеся с поверхности в глубь материала под действием у ^ а-превращения, проходят за время воздействия более 30 мкм, а при наложении на процесс мартенситного превращения импульсной деформации миграция атомов кобальта достигает значения X, равного ~ 60 мкм. Глубина проникновения атомов углерода увеличивается почти в шесть раз при переходе от деформируемого материала к сплаву, претерпевшему одновременно с деформацией фазовое превращение. Аналогичным образом ведут себя и коэффициенты массопереноса, рассчитанные из полученных концентрационных профилей. Как видим из табл. 2, подвижность атомов в сплаве Ее-30% N1 под действием у ^ а-превращения в 4-6 раз больше, чем под действием деформации. А при их совместном действии скорость миграции атомов исследуемых элементов возрастает более, чем на порядок.
Следовательно, совместное действие двух процессов, что характерно для всех исследуемых элементов, приводит к большей интенсификации массо-переноса при температурах 233-173 К, чем каждый отдельно. Необходимо отметить, что скорость массопереноса при суперпозиции двух воздействий заметно больше не только скорости при каждом воздействии отдельно, но и их суммы. Аналогичные закономерности наблюдаются и при обратном а ^ у-превращении.
Влияние природы проникающих атомов на скорость их миграции
Из рассмотрения табл. 2 вытекает еще одна закономерность. Так, при всех видах воздействия на сплав Ее-30% N1 наблюдается одинаковая последовательность в расположении по скоростям миграции атомов исследуемых
Рис. 4. Концентрационные профили распределения 60Со (1), 55,59Ре(2), 63№ (3), 14С (4),204Т1 (5), 85Кг (6) в сплаве Ее-30% N1, подвергнутом действию деформации (а), мартенситного у ^ а-превращения (б) и одновременного действия у ^ а-превращения и пластической деформации (в)
Таблица 2
Коэффициенты массопереноса (-Ом, см2/с) в сплаве Ее—30% N1, подвергнутом различным нагружениям: деформации со скоростью Ё ж 0,01 с-1, у ^ а- и а ^ у-превращениям
АТ,К Нагружение 1)м-1010, см2/с
Тип твердого раствора
замещения внедрения нераствор. примеси
Со Ре N1 Си А1 с N Сз Т1 Кг
233-173 є 11 5,8 3,5 0,9 0,82 0,74 0,6 0,45 0,37 0,10
у —> о. 34 15 11 4,5 3,9 2,4 1,5 1,2 0,97 0,93
є + у —» а 99 40 25 9,2 8,9 8,5 5,0 зд 2,0 1,8
553-613 є 17 8,9 6,3 2,4 2,1 1,9 1,4 1Д 1,0 -
а —» у. 72 30 31 14 11 7Д 5,8 5,0 4,6 -
є + а —» у 150 50 41 27 26 23 15 10 8,2 -
элементов, практически совпадающая с тем, что имеет место при ударном сжатии [14]. Следовательно, зависимость коэффициента массопереноса от вида проникающих атомов связана не с особенностями нагружения, осуществляемого с помощью мартенситных превращений, а с различиями во взаимодействии проникающих элементов с матрицей при низкотемпературном импульсном воздействии. Действительно, согласно результатам рентгеноструктурного анализа, атомы элементов, обладающие наибольшей подвижностью (кобальт, медь), в процессе своего проникновения в железо и его сплав Ре-30% N1 образуют твердые растворы замещения; атомы углерода и азота, имеющие промежуточные значения подвижности, растворяются в матрице по типу внедрения, а нерастворимые в равновесных условиях примеси (таллий, криптон), отличающиеся наименьшей подвижностью атомов. В условиях ударного сжатия атомы инертных газов растворяются по типу вычитания [14, 15] и, возможно, подобный тип раствора образуется в данных условиях нагружения.
Следует также отметить, что коэффициенты массопереноса различных элементов при деформировании в условиях мартенситных превращений отличаются друг от друга заметно ниже, чем в стационарных условиях. Так, в условиях изотермических отжигов при температуре 613 К (температура конца а ^ у-превращения) коэффициент диффузии углерода составляет 1 ■
• 10-11, а железа и никеля— 1 ■ 10-21 и 5 ■ 10-23 см2/с, соответственно [16, 17]. В то время как подвижности атомов углерода, железа и никеля в этом же сплаве при а ^ у-превращении (553-613 К) достигает 7,1-10-10, 3,0-10-9, 3,1-10-9 см2/с соответственно. При сопоставлении подвижности атомов, образующих твердые растворы замещения, и собственных атомов видно, что между ними имеются некоторые различия при всех видах воздействия, осуществляемых за счет мартенситных превращений, однако они заметно меньше, чем для углерода и азота, а также диффузии при изотермических отжигах. При этом различия сильнее всего выражены для процесса
массопереноса при скоростном деформировании, слабее всего — для переноса вещества в условиях у ^ а-превращений, а при совместном действии двух нагрузок отличия коэффициентов массопереноса имеют промежуточные значения.
Таким образом, подвижность атомов различных элементов зависит от типа твердого раствора, который проникающие атомы образуют с матрицей в процессе миграции,
Влияние величины зерна на коэффициенты массопереноса
В работе также изучено влияние величины зерна на миграцию атомов. Так, при миграции собственных атомов в процессе деформации железа установлено, что при увеличении размера зерна на два порядка до ~ 100 мкм скорость миграции атомов практически не изменяется. Коэффициенты массопереноса с точностью до ошибки эксперимента составляют б, 1 ■ 10-10 и 1,2 ■ 10-9 см2/с соответственно для нагружения за счет объемного эффекта при у ^ а- и а ^ у-превращениях. Коэффициенты мас-сопереноса никеля и кобальта при переходе от металла с мелким зерном (5-7 мкм) к крупнозернистому поликристаллу (более 1 мм) также сохраняют постоянные значения, равные соответственно З, В ■ 10-10 и 1, З ■ 10-9 см2/с. Исследование подвижности атомов железа и никеля в образцах из сплава Н30, находящегося в аустенитном состоянии, со средним размером зерна 1-3, 8-10 мкм, 1-1,5 мм, показало, что при деформировании в процессе а ^ у-превращения (553-613 К), несмотря на изменение размера зерна на 3 порядка, миграция атомов характеризуется одинаковыми коэффициентами массопереноса, равными соответственно В, 9 ■ 10-10, б, З ■ 10-10 и
В, 1 ■ 10-10 см2/с. Влияние размера зерна на подвижность атомов в сплаве Н30 при совместном действии мартенситного превращения и создаваемой им пластической деформации изучали на образцах с размером зерна 1-3 и 8-10 мкм. Коэффициенты массопереноса железа составили 4,2 ■ 10-9 и З, В ■ 10-9 см2/с (у ^ а); 4,1 ■ 10-9 и З, З ■ 10-9 см2/с (а ^ у). Скорость миграции атомов железа в сплаве Н30, подвергнутом действию только мартен-ситных превращений (в отсутствие оправки), также остается постоянной с точностью до ошибки эксперимента (Dm = 1, З ■ 10-9 и Dm = 3,0■ 10-9 см2/с) при изменении размера зерна на порядок. Для одновременного действия у ^ а-превращений и пластической деформации в сплавах с большим или меньшим содержанием никеля наблюдается та же закономерность — коэффициенты диффузии в материале с разным размером зерна с точностью до ошибки эксперимента равны 3,1 ■ 10-9, 1,1 ■ 10-9 и 2, З ■ 10-10 см2/с соответственно для сплавов железа с 29, 31 и 32% никеля.
Следовательно, при низкотемпературном деформировании в условиях мартенситных превращений размер зерна не влияет на подвижность атомов в отличие от диффузии собственных и замещенных атомов при изотермических отжигах. Как показывают вышеизложенные результаты, нет
заметного вклада диффузии по межфазным границам, которое имеет место при высокотемпературных превращениях. Однако незначительное перемещение атомов по границам аустенит-мартенсит происходит в процессе превращения, поскольку наблюдается слабое почернение на авторадиограммах в местах, соответствующих межфазным границам.
Влияние дефектов кристаллической структуры на подвижность атомов
Влияние предварительной деформации на подвижность атомов изучено в зависимости от скорости миграции атомов от плотности дислокаций. Для железа, деформируемого при у ^ а-превращении в сплаве Н30, обнаружено, что с увеличением плотности дислокаций от 5-106 до 5-108 и 1 ■ 1011 см-2 коэффициенты массопереноса железа уменьшаются соответственно в 3 и 5 раз и достигают 2-10-10 и 1,3-10-10 см2/с. Скорость миграции атомов никеля в сплаве Н30, находящемся в а-фазе (материал оправки), при изменении плотности дислокаций от 5-108 до 1-1010 и 1-1011 см-2 уменьшается соответственно в 3 и 3,5 раза. Для миграции атомов углерода этот эффект выражен заметнее — коэффициент массопереноса углерода в железе, плотность дислокаций в котором составляет 5-108 см-2, равен 1,2-10—11 см2/с (в отожженном железе — 7,2-10—11 см2/с). При рд = 1011 см-2 величину Ом невозможно определить, так как глубина проникновения атомов углерода не превышает 0,5 мкм. При деформации в условиях а ^ у-превращения образцов из железа и сплава Н30, находящегося в аустенитном состоянии, наблюдались те же закономерности, но подвижность атомов спадала в меньшей степени, в ~ 1,5 и 2 раза при увеличении рд на ~ 2 порядка. Скорость миграции атомов в сплаве Н30 в процессе у ^ а-превращения также зависит от степени предварительной деформации е. При е=5% коэффициенты массопереноса железа и никеля уменьшаются соответственно в 2,5 и 3 раза. При одновременном действии у ^ а-превращения и сопровождающей его пластической деформации предварительная деформация на 5% и 10% приводит к уменьшению значений Ом в 2 и 2,5, а также в 2 и 3 раза соответственно для атомов железа и никеля. При больших степенях деформации кинетика превращения изменяется, и коэффициент массопереноса снижается в 10-100 раз. При е=50% величину Бм нельзя определить, так как глубина проникновения меченых атомов находится в пределах ошибки эксперимента.
Влияние наличия, типа и концентрации примесей на подвижность атомов
Результаты изучения влияния примесей в сплавах железа на подвижность собственных атомов при деформировании за счет объемного эффекта
при у ^ а-превращении (233-173 К), но без самого превращения приведены ниже:
Материал Ре Н20 Н29 нзо Н31 Н32 нзз Ст.37 Ст.45 знзо 5Н30
1)а/-1010, см2/с 6,1 6,2 5,7 5,8 5,9 5,8 5,6 4,5 3,5 3,2 2,5
Присутствие в сплаве до 33% никеля практически не изменяет коэффициент массопереноса железа — 6.1-10-10 и 5,6-10-10 см2/с соответственно для железа и сплава Н33. Т.е., наличие атомов элементов замещения в сплаве не сказывается на подвижности атомов. Из рассмотрения коэффициентов массопереноса в твердых растворах внедрения следует, что скорость миграции атомов уменьшается по сравнению с твердым раствором замещения в 1,4—1.7 раз. При наличии в сплаве примесей обоих видов (углерода и никеля) подвижность собственных атомов становится еще меньше — 2,5 ■ 10-10 см2/с. Однако наблюдаемое отличие коэффициентов массопере-носа в металле и сплаве на его основе в данных условиях нагружения существенно меньше, чем при изотермических отжигах, т.е. массоперенос при деформации, создаваемой у ^ а- и а ^ у-превращениями, обладает теми же закономерностями, что и при ударном сжатии [3, 14]. Для изучения влияния примесей на протекание массопереноса в сплавах в процессе мар-тенситного у ^ а-превращения выбраны сплавы Н33 и 5Н30, обладающие ’’взрывной” кинетикой превращения в температурном интервале 93-23 К. Проведенные эксперименты показали, что подвижность собственных атомов при температурах, близких к температуре жидкого азота (~ 93 К), в двух исследуемых сплавах различна (табл. 3). Как видим, глубина проникновения атомов железа в твердый раствор никеля в железе (Н33) более чем в 3 раза превосходит таковое значение для сплава железа с никелем и углеродом. Коэффициент массопереноса никеля в сплаве Н33 почти на два порядка выше, чем в 5Н30. Поскольку увеличение содержания никеля в железоникелевых сплавах на 3% (от 30 до 33%) не приводит к изменению скорости миграции атомов [18], то можно предположить, что замедление переноса вещества связано с наличием в материале примерно 0,5% углерода, как при скоростном деформировании железа и сталей в условиях низких температур.
Таблица 3
Влияние примесей в сплавах на глубину и скорость
проникновения атомов при у ^ а-превращении
Сплав Состав 55,59ре 63№
X, мкм Им- 10х, см2/с X, мкм Им- 10х, см2/с
5Н30 0,5% С, 30% № 48 2,8 45 2,3
НЗЗ 33% N1 150 210,0 145 190,0
Таким образом, тип твердого раствора и концентрация растворенных атомов оказывает влияние на подвижность атомов при всех трех схемах нагружения.
Заключение
Из представленных в статье исследований вытекает, что мартенситное превращение с взрывной кинетикой, которое по своей природе является без-диффузионным, стимулирует массоперенос атомов при низких температурах, вплоть до криогенных. Этот процесс характеризуется закономерностями, присущими другим видам импульсного нагружения, осуществляемым при низких температурах, в частности, он осуществляется по объемному механизму и обладает некоторой чувствительностью к структуре и составу.
Литература
[1] Грузин, П.Л. Пробл. металловед. и физики металлов / П.Л. Грузин. -М.: Металлургия, 1955. - С. 475.
[2] Мартенситные превращения / Д.С. Герцрикен [и др.] - Киев: Наукова думка, 1978. - С. 274-278.
[3] Герцрикен, Д.С. Импульсная обработка и массоперенос в металлах при низких температурах / Д.С. Герцрикен, В.Ф. Мазанко,
B.М. Фальченко. - Киев: Наук. думка, 1991. - 205 с.
[4] Келли, А. Кристаллография и дефекты в кристаллах / А. Келли, Г. Гровс. - М.: Мир, 1974. - 567 с.
[5] MajeeA.L., Davies R.G. Acta met. - 1972. - V. 20. - No. 5. - P. 1031.
[6] Герцрикен, Д.С. ДАН УССР. - 1978. - №1. - С. 89.
[7] Арбузова, А.И. [и др.] - ФММ. 1973. T. 35. Вып. 1. С. 78.
[8] Коваль, Ю.Н., Молин, А.И. Металлофизика. - 1980. - T. 2. - №4. -
C. 102.
[9] Гаврилюк, В.А [и др.] ФММ. - 1981. - T. 51. Вып. 1. С. 147.
[10] Грузин, П.Л. ДАН СССР. 1952. T. 86. №2. С. 289.
[11] Электронномикроскопическая авторадиография в металловедении / Бокштейн, С.З. [и др.] - М.: Металлургия, 1978. - 264 с.
[12] Бокштейн, С.З. Диффузия и структура металлов / С.З. Бокштейн. -М.: Металлургия, 1973. - 205 с.
[13] Электронномикроскопическая авторадиография в металловедении / Бокштейн, С.З. [и др.] - М.: Металлургия, 1978. - 264 с.
[14] Массоперенос и фазообразование в металлах при импульсных воздействиях / Миронов В.М. [и др.] - Самара: Самарский университет, 2001. - 232 с.
[15] Герцрикен, Д.С. Тр. XII Совещ. по физике взаимодействия заряженных частиц с кристаллами / Д.С. Герцрикен, В.М. Тышкевич, В.М. Фальченко. - М.: Моск. ун-т., 1982. - С. 449.
[16] Adda, I. Diffusion dans les solides / I. Adda, J. Philibert. - Paris: Presses universitaires d France, 1966. - V. 2. - 1296 p.
[17] КидинИ.Н. [и др.] МиТОМ. - 1973. - №1. - С. 8.
[18] Герцрикен, Д.С. [и др.] Металлофизика. - 1990. - T. 12. - №2. - С. 67.
Поступила в редакцию 12/III/2006: в окончательном варианте — 20/IV/2005.
DIFFUSIVE PROCESSES IN METALS AND ALLOYS AT MARTENSITE TRANSFORMATIONS5
© 2006 V.M. Mironov, T.F. Mironova6 Yu.N. Koval’, D.S. Gertsriken7
V.V. Alekseeva8
The method of radioactive indicators investigates features of distribution and migration of atoms in metals and Fe-Ni-alloys of low temperatures for want of phase transformation, impulse deformation and for want of joint operation of transformation and strain. The velocities of mass-transfer and form of concentration structures are determined depending on method of impulse effect, size of a grain, such as a rigid solution, structure of an alloy and kind of penetrating atoms.
Paper received 12/////2006. Paper accepted 20//V/2006.
5Communicated by Dr. Sci. (Phys. & Math.) Prof. A.V. Pokoev.
6Mironov Vladimir Mikhailovich ([email protected], [email protected]), Mironova Tat’yana Feodorovna, Samara State Agricultural Academy, Samara, 446442, Russia.
7Koval’ Yuri Nickolaevich ([email protected]), Gertsriken Dina Solomonovna ([email protected], [email protected]), G.V. Kyrdymov’s Institute of Metallo-physics of NAN, Kiev, Ukraine.
8Alekseeva Valentina Vladimirivna, Samara State Technical University, Samara, 443100, Russia.
