CC BY
57
УДК 539.415:669.018.5
Формирование градиентной структуры в магнитотвердых сплавах на основе системы Fe-Cr-Co при комбинированном нагружении
Г.Ф. Корзникова, A.B. Корнева1, Е.А. Корзникова
Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, Уфа, 450001, Россия 1 Институт металлургии и материаловедения Польской академии наук, Краков, 30-059, Польша
Приведены результаты экспериментального исследования эволюции структуры и микротвердости магнитотвердых сплавов Fe-30%Cr 8%Co и Fe-25%Cr 15%Co при сложном двухступенчатом нагружении в изотермических условиях по схеме осадка-кручение в интервале температур горячей деформации. Обнаружено, что при деформации сложным нагружением в обоих сплавах формируется градиентная структура, состоящая из переходной прослойки и ультрамелкозернистого слоя в активной зоне деформации вблизи подвижного бойка. B активной зоне деформации в двухфазном сплаве Fe-25%Cr15%Co формируется микродуплексная структура с размером зерен 0.5 мкм, а в однофазном Fe-30% Cr 8% Co размер зерна составляет 5 мкм. Ключевые слова: градиентная структура, сложное нагружение, высокопрочные магниты
Formation of a gradient structure in hard magnetic alloys based on Fe-Cr-Co under complex loading
G.F. Korznikova, A.V. Korneva1 and E.A. Korznikova
Institute of Metals Superplasticity Problems RAS, Ufa, 450001, Russia 1 Institute of Metallurgy and Materials Science, Polish Academy of Sciences, Krakow, 30-059, Poland
The paper reports on experimental study of the structure and microhardness of Fe-30%Cr8%Co and Fe-25%Cr 15%Co hard magnetic alloys under complex two-stage isothermal loading by shrinkage plus torsion in the range of hot deformation temperatures. It is found that under complex loading, the both alloys reveal a gradient structure consisting of a transition interlayer and an ultrafine-grained layer in the active deformation zone near a movable die. In two-phase Fe-25%Cr 15%Co alloys the grain size of the microduplex structure is 0.5 ^m, and in single-phase Fe-30%Cr8%Co it is 5 ^m.
Keywords: gradient structure, complex loading, high-strength magnets
1. Введение
В последнее время к магнитным материалам для постоянных магнитов предъявляются высокие требования по механическим свойствам. Это связано с разра-
боткой новых сверхскоростных электрических машин с магнитными элементами с частотой вращения до
7-104 об./мин. Однако практически все высококоэрцитивные материалы являются хрупкими. Сплавы системы Бе-Сг-Со относятся к группе деформируемых магнитотвердых материалов дисперсионно-твердеющего класса [1]. Деформация этих сплавов обычно осуществляется при температурах выше 800 °С [1]. Высококоэрцитивное состояние в них формируется за счет распада
а-твердого раствора в процессе термомагнитной обработки и ступенчатого отпуска при температурах ниже 650 °С. Формирование высококоэрцитивного состояния сопровождается охрупчиванием сплавов. Повышение прочностных характеристик возможно несколькими путями, одним из которых является уменьшение размера зерен до наноуровня [2]. Как было показано в работе
[3], в крупногабаритных изделиях всесторонняя ковка с понижением температуры в двухфазной (а+у)-области и последующей закалкой при контролируемой температуре с целью сохранения небольшой объемной доли у-фазы для предотвращения роста а-зерен позволяет улучшить прочностные характеристики в высоколегиро-
© Корзникова Г.Ф., Корнева A.B., Корзникова Е.А., 2011
ванных сплавах системы Бе-Сг-Со. Сформировавшаяся мелкозернистая структура подобна композитной и состоит из зерен а-матрицы и выделений у-фазы по границам, что приводит к повышению механических свойств при комнатной температуре, поскольку у-фаза не претерпевает спинодального распада в процессе термомагнитной обработки и является пластичной составляющей по сравнению с хрупкой модулированной а-фазой. Вместе с тем указанный способ несколько снижает магнитные свойства сплава. Другим способом повышения прочностных характеристик является деформация в условиях квазигидростатического сжатия
[4]. Выявленное повышение прочностных и пластических характеристик также связано с формированием квазикомпозитной структуры, состоящей из ячеек хрупкой фазы в высококоэрцитивном состоянии и объемной сетки полос скольжения, в которой растворяется хрупкая фазовая составляющая. Однако полученные таким методом образцы в форме дисков ограничены по размерам. Для получения образцов большего размера можно использовать равноканальное угловое прессование [5], однако недостатком этого метода является значительный износ инструмента. Альтернативным способом повышения механических свойств металлов является формирование в них мелкозернистой структуры лишь в поверхностном слое, что подавляет зарождение и распространение дефектов в поверхностных слоях нагруженного материала [6]. Одним из новых способов получения такой градиентной структуры является метод сложного нагружения [7], позволяющий деформировать материалы как при комнатной, так и при высоких температурах. Этот метод заключается в последовательной или одновременной деформации заготовки при выбранной температуре по схеме кручение с добавлением компонент растяжения либо сжатия. При этом могут формироваться структуры градиентного типа с ультрамелко-зернистым тонким приповерхностным слоем и крупнозернистой структурой в объеме материала. Такие структуры обладают уникальным сочетанием физикомеханических свойств [6].
Цель настоящей работы: оценить влияние сложного нагружения на структуру и характер упрочнения в магнитотвердых сплавах Бе-30%Сг8%Со и Бе-25%Сг 15 % Со с однофазной и двухфазной структурой соответственно в интервале температур горячей деформации.
2. Материал и методики исследования
Литые заготовки сплавов Fe-30%Cr8%Co и Fe-25 % Cr 15 % Co закаливали от 1200 °С в воду. Из закаленной на однофазный a-твердый раствор заготовки вырезали цилиндрические образцы диаметром 12 мм и высотой 10 мм. Образцы деформировали при температурах 700, 750, 800 и 850 °С, что соответствует однофазной a-области для сплава Fe-30%Cr8%Co [8] и двухфазной (а+у)-области для Fe - 25 % Cr 15 % Co [4]. Деформацию проводили на установке, описанной в работе [7], в изотермических условиях в два этапа: на первом этапе использовали схему осадки, а на втором — кручения (рис. 1). Скорость деформации при осадке составила 4 -10-3 с-1, при кручении — 4 • 10-2 с-1. Суммарная логарифмическая степень деформации может быть оценена по формуле (1), приведенной в работе [4], учитывающей вклад кручения e1 и сжатия e2:
e = e + Є2 = ln(1 + (ф RhiR )2)1/2 + ln(h)/ hiR), (1)
где ф — угол поворота подвижной наковальни в радианах; R — расстояние от оси вращения; h0 — толщина образца перед деформированием; hiR — толщина образца после деформации на расстоянии R от центра. Огепень деформации при осадке составила 1.2 и при кручении на расстоянии половины радиуса от центра — 4.5.
Микроструктуру образцов изучали в растровом электронном микроскопе JXA 6400 при ускоряющем напряжении 10 кВ.
Спектры разориентировок границ зерен получали методом дифракции обратно рассеянных электронов на растровых электронных микроскопах JSM 840 и XL 30 ESEM при ускоряющем напряжении 15 кВ с шагом сканирования 0.3 мкм и методом дифракции электронов в сходящем пучке на просвечивающем электронном микроскопе Philips CM20 при ускоряющем напряжении 200 кВ с шагом сканирования 40 нм. Тонкую структуру образцов исследовали в просвечивающем электронном микроскопе JEM 2000 EX при ускоряющем напряжении 160 кВ.
Микротвердость определяли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0.2 кг по результатам не менее 15 измерений. Погрешность измерений на различных образцах, про-деформированных с одинаковой степенью деформации, составляла не более 5 %.
і і і
і і і
4------------J I
0 R/2 R
Рис. 1. Схема деформации образца при сложном нагружении (Н — расстояние от нижней поверхности образца)
Рис. 2. Диаграмма деформирования сплава Бе - 30 % Сг 8 % Со при сложном нагружении при температуре 750 °С, I — участок осадки, II — кручение
3. Результаты исследования и их обсуждение
3.1. Деформация образцов сплавов Ре-30%Сг8%Со и Ре-25%Сг15%Сометодом сложного нагружения при 750, 800, 850 и 900 °С
На рис. 2 в качестве примера приведена зависимость напряжения течения от степени деформации при сложном нагружении образца сплава Бе-30%Сг8%Со при температуре 750 °С.
Участок I соответствует нагружению в режиме сжатия, участок II — кручению. Как видно, на начальном этапе нагружения происходит резкий рост напряжения течения, а затем некоторое его снижение, связанное с началом пластического течения. Включение кручения на II этапе нагружения резко уменьшает действующие напряжения примерно в два раза при всех температурах деформации. Повышение температуры деформации с 750 до 850 °С приводит к снижению напряжения течения с 55 до 32 МПа. Аналогичные зависимости были получены при деформации сплава Бе-25%Сг15%Со.
3.2. Микроструктура сплавов после деформации методом сложного нагружения
Исследования структуры недеформированных образцов сплава Бе-30%Сг8%Со методами оптической
микроскопии и рентгеновского анализа в интервале температур 600-900 °С выявили однофазную структуру с размером зерен а-фазы около 50 мкм. После деформации по схеме «осадка с кручением» по сечению образцов формируется градиентная структура с минимальным размером зерен в нижней части вблизи подвижного бойка (рис. 3). Во всех образцах в нижней части, соответствующей активной зоне деформации, произошло более существенное измельчение структуры, причем в образце, деформированном при 750 °С, в этой части образца наблюдаются выделения второй фазы (имеют более светлый контраст) размером не более 5 мкм. В образце, деформированном при 800 °С, происходит более интенсивное измельчение структуры, а выделения второй фазы наблюдаются уже по всему сечению образца с максимальным количеством в нижней части. В целом объемная доля второй фазы в этом образце не превышает 3 %. В образце, деформированном при 850 °С, этих выделений становится значительно меньше, а при 900 °С они не наблюдаются. Рентгеновский фазовый анализ показал, что второй фазой является ст-фаза.
Исследование тонких фольг образцов Бе-30%Сг 8% Со после деформации методом просвечивающей электронной микроскопии показало, что повышенная плотность дислокаций наблюдается при всех температурах деформации. В активной зоне деформации вблизи подвижного бойка дислокации выстраиваются в дислокационные стенки, формируя малоугловые границы (рис. 4, а), разбивающие исходные зерна а-фазы на фрагменты, а ст-фаза выделяется прежде всего в тройных стыках границ зерен (рис. 4, б).
Сплав Бе-25%Сг15%Со, закаленный из однофазной а-области и затем подвергнутый отжигу в интервале температур 700-900 °С, имеет структуру, состоящую из зерен а-фазы размером порядка 150 мкм и пластин
750 °С 750 °С 800 °С 850 °С 900 °С
Рис. 3. Микроструктура сечения образца сплава Бе-30 % Сг 8 %Со: панорамное изображение и изображения при большем увеличении верхней, средней и нижней частей образцов после сложного нагружения при 750, 800, 850 и 900 °С
Рис. 4. Микроструктура в зоне активной деформации образца I
у-фазы. На рис. 5 приведены изображения микроструктуры поперечного сечения образцов, деформированных при 750, 800, 850 и 900 °С. Как видно из панорамного снимка, микроструктура неоднородна по сечению, как и в случае сплава Бе-30%Сг8%Со. В верхней части образцов (верхний ряд на рис. 5) вблизи неподвижного бойка трансформация структуры при всех температурах деформирования оказалась минимальной. Зерна а-фазы имеют несколько удлиненную форму, и средний размер их составляет около 50 мкм, при этом пластины у-фазы частично фрагментировались. Просвечивающая электронная микроскопия показала, что в а-фазе наблюдаются участки с повышенной плотностью дислокаций, местами переходящие в ячеистую структуру. Пластины у-фазы толщиной 1.5-2 мкм изогнуты, имеют повышенную плотность двойников, вытянуты в направлении плоскости образца.
В средних слоях образцов (средний ряд на рис. 5) зерна а-фазы существенно удлинены в направлении
і Ре-30%Сг8%Со после деформации при температуре 800 °С
перпендикулярном направлению осадки и средний размер их составляет 50 мкм в длину и 10 мкм в поперечнике. Послойный анализ переходного слоя методом просвечивающей электронной микроскопии позволил выявить особенности трансформации пластинчатой структуры в микродуплексную. Исследования показали в верхней части переходного слоя участки с ячеистой структурой, которые занимают 80 % площади зерен а-фазы, что свидетельствует о том, что деформация локализуется в более мягкой а-фазе. Пластины у-фазы остаются недеформированными. По мере приближения к зоне активной деформации пластины у-фазы фрагментируются, при этом фрагменты ориентированы под углом 45° к поверхности пластин, а толщина фрагментов составляет 0.2 мкм. Затем наблюдаются сдвиги по границам фрагментов и межфазная а-у-граница становится зубчатой. Далее происходит дробление и глобу-ляризация пластин у-фазы. Большая часть раздробленных пластин имеет округлую форму, размер сформиро-
750 °С 750 °С 800 °С 850 °С 900 °С
Рис. 5. Микроструктура сечения образца сплава Бе-25 %Сг 15 %Со: панорамное изображение и изображения при большем увеличении верхней, средней и нижней частей образцов после сложного нагружения при 750, 800, 850 и 900 °С
Рис. 6. Тонкая структура (а) и карта границ зерен (б) в зоне активной температуре 750 °С
вавшихся зерен соответствует толщине исходных пластин у-фазы и составляет около 1.5 мкм. Результаты анализа разориентировок методом дифракции обратноотраженных электронов свидетельствуют о значительной доле малоугловых разориентировок в у-фазе в средней части образца. Структура а-фазы ячеистая, по мере приближения к нижней части образца размер ячеек уменьшается до 1-2 мкм и наблюдаются отдельные участки с высокоугловыми разориентировками.
Процесс трансформации пластинчатой структуры в глобулярную наиболее полно прошел в нижней части образцов вблизи подвижного бойка (нижний ряд на рис. 5). Структура здесь является субмикрокристалли-ческой, зерна а- и у-фаз практически равноосны. Более детальный анализ фольг, подготовленных из нижних частей образцов, подтвердил, что структура имеет характер микродуплексной—равноосные зерна а- и у-фаз имеют размер порядка 300 нм. Кольцевой вид электро-нограмм свидетельствует о существовании мелких зе-
750 °С 800 °С
деформации образца сплава Бе-25%Сг 15%Со после деформации при
рен разной кристаллографической ориентации, границы зерен имеют четкий полосчатый контраст и являются высокоугловыми (рис. 6, а). О существовании большеугловых границ зерен свидетельствуют карты ориентации зерен, полученные методом дифракции электронов в сходящем пучке в просвечивающем электронном микроскопе (рис. 6, б), на которых малоугловых границ зерен почти не наблюдается.
4. Анализ разориенировок зерен в образцах после деформации
По данным анализа методом дифракции обратноотраженных электронов деформация привела к значительному изменению спектра разориентировок зерен для обоих сплавов при всех температурах деформации. На рис. 7 представлены карты с обозначением большеугловых более 13° (жирные, черные), малоугловых более 3.5° (тонкие серые) границ зерен и малоугловых границ менее 3.5°, отмеченных в выделенных зернах
850 °С 900 °С
Рис. 7. Карты с обозначением малоугловых и большеугловых границ зерен для верхней и нижней части образцов Бе-30%Сг8%Со, деформированных при 750, 800, 850 и 900 °С
Расстояние, мкм
Расстояние, мкм
Рис. 8. Карты с обозначением малоугловых и большеугловых границ зерен (а, б), а также распределение углов разориентации субзерен (в, г) вдоль линий АВ для верхней (а, в) и нижней (б, г) части образца сплава Бе-30%Сг8%Со, деформированного при 750 °С
оттенками серого цвета, для образцов Бе-30%Сг8%Со. По сравнению с недеформированным состоянием, доля высокоугловых границ зерен резко уменьшилась, а доля малоугловых разориентаций значительно выросла, и сформировалась структура смешанного типа. Для всех температур деформации в нижних частях образцов количество малоугловых границ меньше, чем в верхних частях, причем с увеличением температуры деформации с 750 до 900 °С доля малоугловых границ уменьшается с 45 до 30 %. Аналогичные результаты получены при горячем кручении ферритной стали [9].
На рис. 8 представлены карты с обозначением большеугловых и малоугловых границ, а также распределение углов разориентации субзерен вдоль линий АВ,
обозначенных в отдельных зернах образца сплава Бе-30%Сг8%Со, деформированного при 750 °С. Внутри зерен верхней части образца видны короткие и слабо проявленные малоугловые границы. Распределение углов разориентации, например, вдоль обозначенной линии, показывает, что в верхней части образца разори-ентация субзерен меньше чем 1°, а в нижней части угол разориентации между субзернами составляет 6°-11°. Аналогичное распределение углов разориентации было получено и после деформации по схеме «осадка с кручением» при других температурах.
В сплаве Бе-25%Сг15%Со анализ методом дифракции обратноотраженных электронов также показал преимущественно высокоугловые разориентации гра-
Рис. 9. Изменение размера зерен по сечению образцов сплавов Ре-30%Сг8%Со (а) и Ре-25 %Сг 15%Со (б) после сложного нагружения при 750, 800, 850, 900 °С
ниц зерен в активной зоне при всех исследованных температурах деформации.
Распределение поперечного размера зерен а-фазы по сечению образцов обоих сплавов приведено на рис. 9. Видно, что с уменьшением температуры деформации размер зерен уменьшается в обоих сплавах, причем в двухфазном сплаве Бе-25 % Сг 15 % Со четко выявляются три зоны. Первая зона соответствует области интенсивной деформации, в которой формируется наименьший размер зерен, вторая — переходный слой, и третья зона соответствует исходной структуре. Толщина суб-микрокристаллического слоя (^~0.5 мкм) слабо зависит от температуры нагружения и составляет 0.5 мм. В однофазном сплаве Бе-30%Сг8%Со при температурах 750 и 800 °С распределение аналогично двухфазному, и в области интенсивной деформации выявляется ульт-рамелкозернистый слой с размером зерен около 5 мкм, толщина которого не превышает 0.2 мм, а при температурах деформации 800 и 850 °С такой слой не формируется, и зерна остаются крупными по всему сечению.
5. Микротвердость
На рис. 10 приведено распределение микротвердости НУ в образцах сплавов Бе-25%Сг15%Со и Бе-30%Сг8%Со после деформации при 750, 800, 850 и 900 °С. Измерения проведены на расстоянии Я/2 от центра. Видно, что деформация приводит к увеличению НУ, однако распределение микротвердости по сечению образцов неоднородно при всех температурах деформации и подтверждает данные структурного анализа. Мелкозернистым участкам в активной зоне деформации соответствуют наибольшие значения микротвердости для обоих сплавов при всех температурах деформации, при этом величина НУ в мелкозернистой зоне увеличивается на 20 % по сравнению с исходным состоянием. По мере удаления от зоны активной деформации значения НУ снижаются. В целом значения НУ, измеренные в пределах одного слоя вдоль оси деформации (Я = 0),
на расстоянии Я/2 и R от оси деформации примерно одинаковые.
Увеличение температуры деформации с 750 до 900 °С приводит к уменьшению НУ в зоне активной деформации с 5400 до 4100 МПа в сплаве Бе-25 % Сг 15 % Со и с 4600 до 3200 МПа в сплаве Бе-30% Сг8% Со.
Таким образом, эволюция структуры сплавов Бе-25%Сг15%Со и Бе-30%Сг8%Со при сложном нагружении происходит по-разному. Это может быть связано с разной величиной энергии дефектов упаковки сплавов. В сплаве Бе-30%Сг8%Со основной фазой является феррит, который обладает высокой энергией дефектов упаковки (у~150 мДж-м-2), а в аустенит-ферритном сплаве Бе-25%Сг15%Со значение энергии дефектов упаковки основной аустенитной фазы низкое (у~ ~ 15 мДж • м-2) [9]. Такое существенное различие в величине энергии дефектов упаковки приводит к тому, что в аустенитно-ферритном сплаве основным механизмом структурообразования является динамическая рекристаллизация, а в ферритном сплаве структурообразова-ние идет за счет динамической полигонизации, что связано с ускорением процессов возврата с ростом энергии дефектов упаковки [9]. Поэтому измельчение структуры в зоне активной деформации более эффективно происходит в двухфазном аустенит-ферритном сплаве. В однофазном ферритном сплаве при низких температурах также формируется мелкозернистый слой, однако размер зерен в нем на порядок больше, а толщина его меньше, чем в двухфазном сплаве, а при температурах 800 и 850 °С измельчения зерен не происходит. Получение динамически рекристаллизованной ультрамелко-зернистой структуры в активной зоне деформации при температурах 800 °С и выше в феррите затруднено из-за высокого значения энергии дефектов упаковки, облегчающего процессы поперечного скольжения дислокаций.
Поскольку температура и скорость деформации при сложном нагружении соответствуют оптимальным температурно-скоростным условиям сверхпластичности сплавов системы Бе-Сг-Со [10], то деформация, по-
б
Рис. 10. Распределение микротвердости по сечению образцов сплавов Бе-30%Сг 8 %Со (а) и Бе-25 % Сг 15 %Со (б) после сложного нагружения при 750, 800, 850, 900 °С
видимому, протекает в условиях установившегося сверхпластического течения, основным механизмом которого является зернограничное проскальзывание, не приводящее к изменению размера зерен. Это не позволяет уменьшить размер зерен при сложном нагружении до нанокристаллического, как в случае деформации на наковальнях Бриджмена при комнатной температуре [11], однако дает возможность получить массивные образцы с однородным слоем субмикрокристалличес-кой структуры на поверхности.
Таким образом, деформация методом сложного нагружения позволяет проводить поверхностную обработку магнитотвердых сплавов системы Бе-Сг-Со для повышения прочностных характеристик постоянных магнитов. Причем, в сплаве Бе-25%Сг15%Со оптимальный интервал температур деформационно-термической обработки методом сложного нагружения составляет 800-900 °С, а в сплаве Бе-30%Сг8%Со — 750-800 °С. Сочетание высокой прочности за счет измельчения структуры в приповерхностном слое материала и высокого уровня магнитных свойств за счет сохранения структуры в объеме материала очень важно для разработки нового поколения магнитоэлектрических преобразователей энергии и сверхскоростных электрических машин с магнитными роторами. Использованный в настоящей работе метод может быть применен к немагнитным материалам — сталям ферритного и аус-тенитно-ферритного класса в качестве упрочняющей поверхностной обработки.
6. Выводы
Установлено, что при горячей деформации сложным нагружением, включающим осадку с кручением, в сплавах Бе-25%Сг15%Со и Бе-30%Сг8%Со формируется градиентная структура, состоящая из ультрамелкозер-нистого и переходного слоев.
Показано, что размер зерна и толщина ультрамелко-зернистого слоя зависят от величины энергии дефектов упаковки сплава. При одинаковых гомологических температурах в активной зоне деформации в сплаве Бе-25 % Сг 15 % Со, имеющем низкое значение энергии дефектов упаковки, формируется динамически рекристал-лизованная структура с размером зерен на порядок меньше, чем в сплаве Бе-30%Сг8%Со, имеющем высокую энергию дефектов упаковки, при этом толщина прослойки в сплаве Бе-25%Сг15%Со вдвое больше, чем в сплаве Бе-30%Сг8%Со.
Получение динамически рекристаллизованной уль-трамелкозернистой структуры в активной зоне деформа-
ции при температурах 800 °С и выше в сплаве Fe-30 % Cr 8 % Co затруднено из-за высокого значения энергии дефектов упаковки, облегчающего процессы переползания дислокаций.
Метод сложного нагружения может быть использован для поверхностной обработки магнитотвердых сплавов системы Fe-Cr-Co с целью повышения прочностных характеристик. В сплаве Fe-25%Cr15%Co оптимальный интервал температур деформационно-термической обработки составляет 800-900 °С, а в сплаве Fe-30%Cr8%Co — 750-800°С.
Работа выполнена при поддержке Министерства науки и высшего образования Республики Польша (проект № 507530539).
Литература
1. Кекало И.Б., Самарин Б.А. Физическое металловедение прецизион-
ных сплавов. Сплавы с особыми свойствами. - М.: Металлургия, 1989. - 496 с.
2. Корзников A.B., Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А. О предельных минимальных размерах зерен в наноструктурных материалах, полученных при деформации кручением под давлением // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - Спец. выпуск. - С. 71-74.
3. Пат. 2204614 РФ Способ изготовления постоянных магнитов из сплавов системы железо-хром-кобальт / О.А. Кайбышев, Г.Ф. Корзникова, В.В. Астанин (по заявке 2001119698\02, приоритет от 16.07.2001).
4. Корзникова Г.Ф., Корзников A.B., Шоршоров М.Х. Формирование структуры и изменение механических свойств магнитотвердого сплава 25Х15К в процессе интенсивной пластической деформации кручением // Материаловедение. - 2004. - № 10. - С. 29-33.
5. Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И. Процессы пластического структурообразования металлов. - Минск: Навука i тэхнша, 1994. - 232 с.
6. Панин В.Е., Панин A.B. Проблемы мезомеханики прочности и пластичности наноструктурных материалов // Изв. вузов. Физика. - 2004. - № 8. - С. 5-18.
7. Кайбышев O.A., Васин Р.А., Бердин В.К., Кашаев Р.М. Установка для изучения больших пластических деформаций материалов в условиях сложного нагружения // Кузнечно-штамповое производство. - 1999. - № 4. - С. 8-11.
8. Миляев А.И., Ковнеристыгй Ю.В., Ефименко С.П., Корзникова Г.Ф.
Магнитные свойства деформируемого магнитотвердого Fe-Cr-Co сплава с 8 % кобальта // Физика и химия обработки материалов. -2003. - № 3. - С. 86-88.
9. Бернштейн М.Л., Добаткин С.В., Капуткина Л.М., Прокош-кин СД. Диаграммы горячей деформации, структуры и свойства сталей. - М.: Металлургия, 1989. - 544 с.
10. Korznikov A., Pakiela Z., Korznikova G., Kurzydlowski K.J. The superplastisity of hard magnetic alloy Fe - 23 wt. % Co - 30 % Cr with submicrocrystalline structure // Solid State Phenomena. - 2005. -V. 101-102. - P. 69-72.
11. Корзникова Г.Ф., Носкова Н.И., Корнева А.В., Корзников А.В. Механические и магнитные свойства магнитотвердых сплавов системы Fe-Cr-Co, подвергнутых интенсивной пластической деформации // Физика металлов и металловедение. - 2004. - Т. 98. -№ 1. - С. 119-127.
Поступила в редакцию 29.03.2011 г., после переработки 27.05.2011 г.
Сведения об авторах
Корзникова Галия Фердинандовна, д.т.н., внс ИПСМ РАН, ког^коуа@апгЬ.ги
Корнева Анна Валерьевна, к.т.н., инж. Института металлургии и материаловедения Польской академии наук, котеуа_атта@таИ.ги Корзникова Елена Александровна, мнс ИПСМ РАН, helenne@yandex.ru
