CC BY
16
УДК 54-185:54.055:(546.72+546.27):620.181.5:620.178
ФОРМИРОВАНИЕ НАНОСТРУКТУРНЫХ СЛОЕВ НА ПОВЕРХНОСТИ ЧАСТИЦ ПРИ МЕХАНОСПЛАВЛЕНИИ СМЕСИ ПОРОШКОВ Ре70-Т115-С15
ВОЛКОВ В. А.
Удмуртский федеральный исследовательский центр Уральского отделения РАН, 426067, г. Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34
АННОТАЦИЯ. Исследованы особенности формирования структуры и фазового состава сплава Ге70Т115С15 при его получении помолом в шаровой планетарной мельнице из исходной смеси порошков Ге-ТьС. На незавершенных стадиях механосплавления происходит формирование композитных порошковых частиц с размерами 10 - 20 мкм состоящих из сильно травящегося ядра и светлой оболочки толщиной в несколько мкм. Ядро представляет собой микрогетерогенную механическую смесь, полученную в результате неполного сплавления исходных порошков. Оболочки представляют собой аморфно-нанокристаллический продукт более поздних стадий механосплавления. Ядра частиц и их оболочки отделены друг от друга четкой границей напоминающей границу между фазами. Обсуждаются возможные причины резкого различия структур в частицах.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: интенсивная пластическая деформация, механосплавление, наноматериалы, зеренная структура, дислокационная структура.
ВВЕДЕНИЕ
Интенсивная пластическая деформация, реализуемая в таких процессах как кручение под высоким давлением, равноканальное угловое прессование, высокоэнергетический помол в шаровых мельницах, а также во многих других является эффективным способом получения металлических материалов в нанокристаллическом состоянии. Необходимым условием такой трансформации является осуществление в материале больших пластических деформаций. Для реализации больших деформаций деформируемый объем должен находиться в условиях близких к гидростатическому сжатию [1 - 4]. В настоящее время закономерности формирования нанокристаллических состояний под действием пластической деформации достаточно хорошо изучены. Одними из первых концепцию изменения структуры чистых металлов от обычного до наноразмерного состояния во время интенсивной пластической деформации предложили Фехт [5], а также Тао и Ванг [6]. Ими было показано, что структура металла последовательно проходит несколько стадий: накопление до высокой плотности дислокаций в теле зерна; аннигиляция и рекомбинация дислокаций; формирование субзеренной структуры; превращение малоугловых границ ячеек в большеугловые границы зерен. Последняя стадия характеризуется формированием наноструктурного состояния материала, который состоит из кристаллитов с размерами меньше 100 нанометров. На завершающей стадии подводимая механическая энергия больше не приводит к измельчению зерна и наблюдается стационарная нанокристаллическая структура. В высоколегированных сплавах, склонных к аморфизации, нанокристаллическая структура частично или полностью может переходить в аморфную фазу [3, 7]. Таким образом, превращение микрокристаллической структуры в нанокристаллическую рассматривается как непрерывный процесс, связанный с последовательным уменьшением размеров фрагментов кристаллической структуры и увеличением углов разориентировки между ними. Эта концепция с некоторыми уточнениями принимается в качестве основной большинством исследователей, в то же время некоторые экспериментальные наблюдения могут не вполне соответствовать указанной схеме превращений. В данной работе рассматривается один из таких случаев.
МЕТОДИКА
Механосинтез (механосплавление, МС) порошкового сплава состава Бе70Т115С15 проводили в шаровой планетарной мельнице Ри1уеп2ейе-7 с сосудами и шарами из стали ШХ-15 в среде аргона в течение 16 часов. Для МС использовали исходную смесь, состоявшую из порошков чистых компонентов Бе, Т и графита. Рентгеновские дифракционные исследования проводили на автоматизированном дифрактометре ДРОН-3 (Си-К а - излучение, графитовый монохроматор на отраженном пучке). Для количественного фазового анализа, а также определения размеров блоков когерентного рассеяния и микроискажений использовали пакет программ [8]. Фотографии частиц МС порошков получались на растровом электронном микроскопе ШОЬ 1БМ-6490ЬУ в УГТУ-УПИ. Для приготовления металлографических шлифов порошки заливались эпоксидной смолой. Фотографии микроструктур получали на микроскопе №ОРНОТ-2 с цифровой камерой после травления шлифов ниталем. Предельные увеличения достигались использованием иммерсионной среды.
РЕЗУЛЬТАТЫ
На рис. 1 представлено изображение частиц порошка механосинтезированного сплава Бе79Т115С15, полученное на растровом электронном микроскопе. Порошок имеет достаточно широкое распределение по размерам частиц, в пределах 0,5 - 20 мкм. На рис. 2 представлены оптические фотографии микроструктур, полученные со шлифов порошков. Видно, что мелкие частицы микроскопически однородны, в то время как самые крупные частицы состоят из темнотравящегося ядра и светлой оболочки, сходной по характеру травления с мелкой фракцией частиц. Можно также отметить, что между ядром и оболочкой существует отчетливая граница, похожая на границу раздела фаз, которая указывает на то, что эти две части находятся в качественно различных структурных состояниях, соответствующих различным стадиям помола. Неоднородная структура ядер частиц говорит о том, что они представляют собой остатки продуктов более ранних стадий МС, когда элементы композитной структуры находятся еще на микронном уровне. Мелкая фракция порошков и оболочечная часть крупных частиц являются продуктом более поздних стадий МС с более однородной и дисперсной структурой, что обеспечивают им существенно меньшую травимость по сравнению с материалом ядра.
Рис. 1. Растровая электронная фотографии частиц порошка механосинтезированного сплава Ре70Т115С15
Рис. 2. Микрофотографии травленых шлифов механосплавленных частиц порошка Ре70Т115С15
при разных увеличениях
Других, промежуточных состояний структуры не обнаружено, хотя непрерывность деформации частиц от поверхности к глубине, казалось бы, должна приводить к непрерывному переходу структур.
На рис. 3 приведена рентгеновская дифрактограмма сплава FevoTiisCis после МС. При съемке в медном излучении глубина слоя половинного поглощения в железе менее 3 мкм, что сравнимо с толщиной оболочек двухслойных частиц. Поэтому дифрактограмма отражает, главным образом, состояние мелкой фракции и оболочек крупных частиц. На дифрактограмме присутствуют линии двух кристаллических фаз - a-Fe и TiC. Кроме того, немонотонное изменение фона указывает на присутствие в составе сплава аморфной составляющей. Образование аморфной фазы при механосинтезе сплавов данного состава подтверждается мессбауэровской спектроскопией [9]. Количественный фазовый анализ показал, что сплав состоит из 46 объемных % a-Fe, 14 % TiC и 40 % аморфной фазы.
26°
Рис. 3. Рентгеновская дифрактограмма механосплавленного порошка Fe70Ti15C15.
Излучение Cu-K
Линии кристаллических фаз сильно уширены. Уширение рефлексов вызвано малыми размерами зерна и высоким уровнем микроискажений кристаллических решеток. Расчет показал, что размер зерна a-Fe составляет 6 нм, при уровне микроискажений 1,3 %. Размер зерна TiC равен 5 нм, при уровне микроискажений 0,4 %. Другой особенностью дифрактограммы является смещение рефлексов a-Fe к меньшим углам, что соответствует возрастанию параметра решетки. Причиной возрастания параметра является растворение в a-Fe титана, а также углерода. Линии карбида TiC сдвинуты по направлению к большим углам 20 (меньшие значения параметра решетки) по сравнению с табличными значениями. Смещение линий TiC может быть связано с замещением части атомов Ti атомами железа, имеющими меньший размер, а также с пониженным по отношению к стехиометрии содержанием углерода [10].
ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ
Двухслойные частицы, подобные обнаруженным в настоящей работе, наблюдались при механосплавлении во многих системах. Так в работах [11 - 13] они наблюдались на незавершенной стадии механосинтеза в сплавах системы Fe-C. После более длительного помола все частицы становились однородными. В работе [12] шаровому помолу подвергали порошки углеродистой стали содержащей 0,004 - 0,89 мас. % С, имеющие различное структурное состояние (перлит, мартенсит, сфероидизированный перлит). Во всех случаях на поверхности крупных частиц происходило образование слаботравящегося бесструктурного слоя, который был отделен резкой границей от ядра, имевшего деформированную исходную структуру. Электронно-микроскопические исследования [13] показали, что оболочка состоит из феррита с размерами зерен порядка 5 нм. Интенсивная пластическая деформация привела к полному растворению цементита в этом слое.
Образование наноструктурных слоев на поверхности сталей наблюдали и в других случаях применения высокой степени поверхностной деформации. Так, в работе [14] образование таких слоев происходило после дробеструйной обработки поверхности углеродистых сталей с содержанием С от 0,1 до 0,56 мас. %, а также на поверхности отверстий после сверления этих сталей. В работе [15] образование наноструктурных поверхностных слоев толщиной в несколько мкм происходило в результате фрикционной обработки поверхности углеродистых и легированных сталей, имевших различные химические и фазовые составы. Авторы работ указывают на разные причины измельчения структуры поверхностного слоя. Так, в [13, 14] считают, что при поверхностном нагружении действующие сдвиговые напряжения убывают экспоненциально по глубине металла, в результате, большой градиент напряжений приводит к локализации деформации у поверхности. В работе [15] в качестве причины образования наноструктурных слоев указывают на включение ротационных механизмов при больших пластических деформациях.
Исследования влияния степени деформации на измельчение структуры чистого железа в условиях кручения под высоким давлением в наковальнях Бриджмена, проведенное в работе [16], показало, что в тех участках образца, имевшего вид тонкого диска, где деформация была достаточно однородной по всей толщине, происходило постепенное уменьшению размеров зерен по мере повышения степени деформации. Однородность деформации нарушалась в тех участках, где начинались сдвиги поверхностных объемов материала. Локализация деформации приводила к появлению приповерхностного слоя толщиной в несколько мкм, в котором размеры зерен были значительно меньше по сравнению с объемом образца. Таким образом, можно сказать, что одной из причин образования наноструктурированных слоев на поверхности металлических материалов является сильная неоднородность деформации образцов от поверхности в глубину, когда деформация сосредотачивается в поверхностном слое.
Нужно отметить, что в процессе деформирования изменяется структура материала, а вместе с ней и механизмы деформации. Известно, например, что при переходе
от микрокристаллического состояния к нанокристаллическому происходит переход от деформации преимущественно за счет дислокационного скольжения к деформации за счет сдвигов по границам зерен [17]. При этом зернограничное упрочнение по мере уменьшения размеров зерен может сменяться зернограничным разупрочнением. Это будет способствовать еще большей локализации пластической деформации в поверхностном слое. В качестве примера влияния состояния поверхностного слоя на локализацию пластического течения можно привести результаты [14], где было показано, что при сверлении стали в зоне трения происходит разогрев тонкого слоя до температуры аустенитизации. Поскольку аустенит отличается высокой пластичностью, это приводит к локализации деформации в аустенитном слое и формированию в нем нанокристаллической структуры в отличие от более глубоколежащих слоев, где сохранялась деформированная исходная структура с признаками термического влияния верхнего слоя.
Образование сильнодеформированных слоев на поверхности крупных частиц порошка при шаровом помоле можно связать с тем, что кроме ударов значительная часть контакта частиц и шаров связана с качением шаров по поверхности стенки помольного барабана. В этом случае частицы порошка часто попадают между соседними шарами, имеющими разную скоростью качения. На поверхности частиц возникают значительные сдвиговые нагрузки, что и приводит к локализации деформации в поверхностном слое. Поэтому локальная деформация поверхностного слоя частиц, подвергаемых шаровому помолу, с образованием в нем наноструктуры выглядит вполне объяснимым явлением. Неожиданным является существование резкого перехода между микро и нанокристаллическими структурами, напоминающего границу раздела между фазами (рис. 2).
Резкие переходы между состояниями деформированных материалов наблюдали и на уровне дислокационных структур. Так, в работе [18] показано, что последовательное увеличение плотности дислокаций в субмикронной структуре не приводит к непрерывному изменению в дислокационной и связанной с ней фрагментированной структурах, а наблюдаются дискретные переходы между структурами. Каждая новая структура появляется при достижении определенной критической плотности дислокаций. Поскольку разным структурам соответствует разная плотность дислокаций, они различаются по своим физико-механическим свойствам и между ними наблюдалась довольно резкая граница раздела толщиной в доли мкм. Авторы этой работы такие превращения трактовали как «фазовые превращения» в дислокационной подсистеме.
С этой точки зрения можно объяснить и образование резкой «фазовой» границы между оболочечными и внутренними слоями частиц порошка, подвергнутого шаровому помолу. Формированию наноструктурного слоя способствует дискретный характер переходов между структурами при увеличении плотности дислокаций. При достаточно однородной деформации ступенчатый характер перехода между структурами не проявляется потому, что в этом случае в микроструктуре образца всегда присутствует несколько типов дислокационных структур («многофазность») и превращение происходит за счет постепенного замещения одной структуры другой [18], так что переход структур «смазывается». В случае неоднородной деформации, за счет большого ее градиента, состояние соседствующих участков качественно различается по составу таких структур. Появление различия в структурах может приводить к смене механизмов деформации в поверхностном слое и к еще большей ее локализации в нем. В итоге образуется поверхностный слой, резко отличающийся от объема материала. Образование некоторого количества аморфной фазы можно рассматривать как еще одну ступень трансформации наноструктурного состояния по мере увеличения степени деформации, поэтому ее наличие в оболочечном слое порошковых частиц не меняет существенно рассматриваемую схему образования этого слоя. Физические, химические и механические свойства аморфной фазы еще больше отличаются от свойств микрокристаллического состояния, поэтому между оболочками с аморфно-нанокристаллической структурой и ядрами частиц с микрокристаллической структурой на рис. 2 наблюдается такая отчетливая граница.
ВЫВОДЫ
На промежуточных этапах механосплавления порошковой смеси Fe7o-Tii5-Ci5 происходит образование частиц порошка, которые резко различаются по структуре и физико-механическим свойствам поверхностных и внутренних областей.
Возникновение резкой границы между микро и аморфно-нанокристаллическими областями порошковых частиц сплава связано с локализацией пластической деформации в поверхностном слое и дискретным характером переходов между дислокационными структурами, образующимися при увеличении степени деформации, а также с образованием аморфной фазы.
Работа выполнена в рамках НИР рег. № АААА-А17-117022250038-7 государственного задания ФАНО России.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Valiev R. Z., Islamgaliev R. K., Alexandrov I. V. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation // Progress in Materials Science, 2000, vol. 45, iss. 2, pp. 103-189.
2. Mashreghi A., Ghalandari L., Moshksar M., Reihanian M. Processing, strength and ductility of bulk nanostructured metals produced by sever plastic deformation: an overview // Materials Science Forum, 2010, vol. 633634, pp. 131-150.
3. Глезер A. M., Метлов Л. С. Мегапластическая деформация твердых тел // Физика и техника высоких давлений. 2008. Т. 18, № 4. С. 21-35.
4. Lomaeva S. F. Механизмы формирования наноструктур в системах на основе железа при механоактивации // Деформация и разрушение материалов. 2005. № 3. С. 9-15.
5. Fecht H. J. Nanostructure formation by mechanical attrition // Nanostructured Materials, 1995, vol. 6, iss. 1-4, pp. 33-42. https://doi.org/10.1016/0965-9773(95)00027-5
6. Tao N. R., Wang Z. B., Tong W. P., Sui M. L., Lu J., Lu K. An investigation of surface nanocrystallization mechanism in Fe induced by surface mechanical attrition treatment // Acta Materialia, 2002, vol. 50(18), pp. 4603-4616.
7. Гундеров Д. В. Некоторые закономерности аморфизации и нанокристаллизации при интенсивной пластической деформации кристаллических и аморфных многокомпонентных сплавов // Электронный многопредметный научный журнал «Исследовано в России». 2006. С. 1404-1413.
8. Шелехов Е. В., Свиридова Т. А. Программы для рентгеновского анализа поликристаллов // Металловедение и термическая обработка металлов. 2000. Т. 8. С. 16-19.
9. Ломаева С. Ф., Повстугар И. В., Волков В. А., Маратканова А. Н., Елсуков Е. П. Механохимический синтез нанокомпозитов в системе Fe-Ti-C из различных прекурсоров // Химия в интересах устойчивого развития. 2009. Т. 17, № 6. С. 629-639.
10. Massalski T. B., Okamoto H., Subramanian PR., Kacprzak L. Binary Alloy Phase Diagrams. vol. 3, Second Edition, ASM International, Materials Park, OH, 1990. 3542 p.
11. Волков В. А., Елькин И. А., Чулкина А. А., Паранин С. Н., Еремина М. А., Елсуков Е. П., Тарасов В. В., Трифонов И. С. Структура и свойства композитов феррит - цементит на основе механосинтезированных порошковых сплавов системы Fе-Сr-C // Химическая физика и мезоскопия. 2016. Т. 18, № 1. С. 90-102.
12. Umemoto M., Liu Z. G., Masuyama K., Hao X. J., Tsuchiya K. Nanostructured Fe-C alloys produced by ball milling // Scripta Materialia, 2001, vol. 44, iss. 8-9, pp. 1741-1745.
13. Liu Z. G., Hao X. J., Masuyama K., Tsuchiya K., Umemoto M., Hao S. M. Nanocrystal formation in a ball milled eutectoid steel // Scripta Materialia, 2001, vol. 44, iss. 8-9, pp. 1775-1779.
14. Todaka Y., Umemoto M., Li J., Tsuchiya K. Nanocrystallization of Carbon Steels by Shot Peening and Drilling // Reviews on Advanced Materials Science, 2005, vol. 10, no. 5, pp. 409-416.
15. Коршунов Л. Г., Макаров А. В., Черненко Н. Л. Нанокристаллические структуры трения в сталях и сплавах, их прочностные и трибологические свойства // Развитие идей академика В.Д. Садовского: сборник трудов. Екатеринбург: ИФМ УрО РАН, 2008. С. 218-241.
16. Descartes S., Desrayaud C., Rauch E. F. Inhomogeneous microstructural evolution of pure iron during high-pressure torsion // Materials Science and Engineering A, 2011, vol. 528, iss. 10-11, pp. 3666-3675.
17. Козлов Э. В., Конева Н. А., Попова Н. А. Зеренная структура, геометрически необходимые дислокации и частицы вторых фаз в поликристаллах микро- и мезоуровня // Физическая мезомеханика. 2009. Т. 12, № 4. С. 93-106.
18. Конева Н. А., Козлов Э. В. Упорядочение в дислокационной структуре. Фазовые переходы // Известия Российской академии наук. Серия физическая. 2002. Т. 66, № 6. С. 824-829.
THE FORMATION OF NANOSTRUCTURED LAYERS ON THE SURFACE OF THE PARTICLES AT MECHANICAL ALLOYING OF Fe70-Ti15-C15 POWDER MIXTURE
Volkov V. A.
Udmurt Federal Research Center, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
SUMMARY. The structure formation and phase composition of alloy Fe7oTi15Ci5 obtained by grinding in a ball planetary mill, have been investigated by x-ray diffraction, metallography and scanning electron microscopy. Composite powder particles with sizes of 10-20 microns consisting of core and a shell are formed at uncompleted stages of mechanical alloying. The core is a result of the incomplete alloying of the initial powders. Shell represents a nanocrystalline and amorphous product of the later stages of mechanical alloying. The crystalline phases, a-Fe and TiC, are strongly doped with alloying elements due to nonequilibrium nature of the mechanical alloying processes. Core of the particles and the shell are separated by a clear boundary similar to the border between phases. No intermediate structures were observed. The formation of composite powder particles was observed during mechanical alloying and in other alloys. From the literature data it follows that the nanostructured layers on the surface separated by a sharp boundary from the microcrystalline base are formed also in other methods of intensive plastic deformation of the materials surface i.e. torsion under high pressure, friction processing, bead blasting and drilling. Therefore, the formation of such layers on the surface of metallic materials is quite common and requires an explanation. The formation of highly deformed layers on the surface of powder particles with ball grinding can be related to the fact that the powder particles often fall between adjacent balls having different rotational speeds. Significant shear loads occur on the surface of the particles. Usually, the transformation of a microcrystalline structure into a nanocrystalline structure is regarded as a continuous process associated with a consequent decrease in the size of fragments of the crystal structure and an increase in the angles of misorientation between them. The article assumes that high gradient of plastic deformation near the surface and a non-monotonic dependence of the sequence of dislocation and the fragment structures of metallic materials from the dislocation density are the reasons for the formation of the surface layers drastically differ in structure from the bulk materials. In the case of the investigated alloy the additional distinction of physical and mechanical properties of the volume and the surface layer is connected with the presence in the latter of the amorphous phase.
KEYWORDS: intensive plastic deformation, mechanical alloying, nanomaterials, grain structure, dislocation structure. REFERENCES
1. Valiev R. Z., Islamgaliev R. K., Alexandrov I. V. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation. Progress in Materials Science, 2000, vol. 45, iss. 2, pp. 103-189. https://doi.org/10.1016/S0079-6425(99)00007-9
2. Mashreghi A., Ghalandari L., Moshksar M., Reihanian M. Processing, strength and ductility of bulk nanostructured metals produced by sever plastic deformation: an overview. Materials Science Forum, 2010, vol. 633-634, pp. 131-150. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.633-634.131
3. Glezer A. M., Metlov L. S. Megaplasticheskaya deformatsiya tverdykh tel [Megaplastic deformation of solids]. Fizika i tekhnika vysokikh davleniy [Physics and high pressure technology], 2008, vol. 18, no. 4, pp. 21-35.
4. Lomaeva S. F. Mekhanizmy formirovaniya nanostruktur v sistemakh na osnove zheleza pri mekhanoaktivatsii [Mechanisms for the formation of nanostructures in iron-based systems during mechanoactivation]. Deformatsiya i razrushenie materialov [Russian Metallurgy (Metally)], 2005, no. 3, pp. 9-15.
5. Fecht H. J. Nanostructure formation by mechanical attrition. Nanostructured Materials, 1995, vol. 6, iss. 1-4, pp. 33-42. https://doi.org/10.1016/0965-9773(95)00027-5
6. Tao N. R., Wang Z. B., Tong W. P., Sui M. L., Lu J., Lu K. An investigation of surface nanocrystallization mechanism in Fe induced by surface mechanical attrition treatment. Acta Materialia, 2002, vol. 50(18), pp. 4603-4616. https://doi.org/10.1016/S 1359-6454(02)00310-5
7. Gunderov D. V. Nekotorye zakonomernosti amorfizatsii i nanokristallizatsii pri intensivnoy plasticheskoy deformatsii kristallicheskikh i amorfnykh mnogokomponentnykh splavov [Some regularities of amorphization and nanocrystallization under intense plastic deformation of crystalline and amorphous multicomponent alloys]. Elektronnyy mnogopredmetnyy nauchnyy zhurnal Issledovano v Rossii [Electronic multidimensional scientific journal Investigated in Russia], 2006, pp. 1404-1413. http://www.elibrary.lt/resursai/Uzsienio%20leidiniai/MFTI/2006/151.pdf
8. Shelekhov E. V., Sviridova T. A. Programs for X-ray analysis of polycrystals. Metal Science and Heat Treatment, 2000, vol. 42, no. 7-8, pp. 309-313.
9. Lomaeva S. F., Povstugar I. V., Volkov V. A., Maratkanova A. N., Elsukov E. P. Mekhanokhimicheskiy sintez nanokompozitov v sisteme Fe-Ti-C iz razlichnykh prekursorov [Mechanochemcial Synthesis of Nanocomposites in the System Fe-Ti-C from Different Precursors]. Khimiya v interesakh ustoychivogo razvitiya [Chemistry for Sustainable Development], 2009, vol. 17, no. 6, pp. 629-639.
10. Massalski T. B., Okamoto H., Subramanian PR., Kacprzak L. Binary Alloy Phase Diagrams. vol. 3, Second Edition, ASM International, Materials Park, OH, 1990. 3542 p.
11. Volkov V. A., El'kin I. A., Chulkina A. A., Paranin S. N., Eremina M. A., Elsukov E. P., Tarasov V. V., Trifonov I. S. Struktura i svoystva kompozitov ferrit - tsementit na osnove mekhanosintezirovannykh poroshkovykh splavov sistemy Fe-Sr-C [The structure and properties of ferrite - cementite composites based on the mechanical synthesizing powder alloys of Fe-Cr-C system]. Khimicheskaya fizika i mezoskopiya [Chemical Physics and Mesoscopy], 2016, vol. 18, no. 1, pp. 90-102.
12. Umemoto M., Liu Z. G., Masuyama K., Hao X. J., Tsuchiya K. Nanostructured Fe-C alloys produced by ball milling. ScriptaMaterialia, 2001, vol. 44, iss. 8-9, pp. 1741-1745. https://doi.org/10.1016/S1359-6462(01)00794-1
13. Liu Z. G., Hao X. J., Masuyama K., Tsuchiya K., Umemoto M., Hao S. M. Nanocrystal formation in a ball milled eutectoid steel. Scripta Materialia, 2001, vol. 44, iss. 8-9, pp. 1775-1779. https://doi.org/10.1016/S1359-6462(01)00739-4
14. Todaka Y., Umemoto M., Li J., Tsuchiya K. Nanocrystallization of Carbon Steels by Shot Peening and Drilling. Reviews on Advanced Materials Science, 2005, vol. 10, no. 5, pp. 409-416. http://www.ipme.ru/e-journals/RAMS/no_51005/todaka.pdf
15. Korshunov L. G., Makarov A. V., Chernenko N. L. Nanokristallicheskie struktury treniya v stalyakh i splavakh, ikh prochnostnye i tribologicheskie svoystva [Nanocrystalline structures of friction in steels and alloys, their strength and tribological properties]. Razvitie idey akademika V.D. Sadovskogo: sbornik trudov [Development of ideas of academician V.D. Sadovsky: a collection of works]. Ekaterinburg: IFM UrO RAN Publ., 2008, pp. 218-241.
16. Descartes S., Desrayaud C., Rauch E. F. Inhomogeneous microstructural evolution of pure iron during high-pressure torsion. Materials Science and Engineering A, 2011, vol. 528, iss. 10-11, pp. 3666-3675. https://doi.org/10.1016/j.msea.2011.01.029
17. Kozlov E. V., Koneva N. A., Popova N. A. Zerennaya struktura, geometricheski neobkhodimye dislokatsii i chastitsy vtorykh faz v polikristallakh mikro- i mezourovnya [Grain structure, geometrically necessary dislocations and second-phase particles in polycrystals of micro- and mesolevels]. Fizicheskaya mezomekhanika [Physical Mesomechanics], 2009, vol. 12, no. 4, pp. 93-106.
18. Koneva N. A., Kozlov E. V. Uporyadochenie v dislokatsionnoy strukture. Fazovye perekhody [Ordering in a dislocation structure. Phase transitions]. Izvestiya Rossiyskoy akademii nauk. Seriya fizicheskaya [Bulletin of the Russian Academy of Sciences: Physics], 2002, vol. 66, no. 6, pp. 824-829.
Волков Василий Анатольевич, кандидат технических наук, старший научный сотрудник Физико-технического института УдмФИЦ УрО РАН, тел. 8(3412) 72-87-79, e-mail: [email protected]
