CC BY
126
УДК 539.23, 539.216.1, 548.4
Особенности микроструктуры и закономерности упрочнения меди при механической активации и кручении на наковальнях Бриджмена
И.А. Дитенберг1,2, К.И. Денисов1,3, А.Н. Тюменцев1,2,3, М.А. Корчагин4, А.В. Корзников5
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 2 Сибирский физико-технический институт, Томск, 634050, Россия 3 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия 4 Институт химии твердого тела и механохимии СО РАН, Новосибирск, 630128, Россия 5 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, Уфа, 450001, Россия
Представлены результаты комплексного исследования особенностей микроструктуры и закономерностей упрочнения меди после механической активации в планетарных шаровых мельницах, кручения под давлением и комбинированной обработки, включающей механическую активацию и последующую консолидацию кручением под давлением на наковальнях Бриджмена. Обсуждаются основные структурные факторы, определяющие закономерности упрочнения в зависимости от способа и степени деформации.
Ключевые слова: медь, большие пластические деформации, механическая активация в планетарных шаровых мельницах, кручение на наковальнях Бриджмена, микротвердость, электронная микроскопия, рентгеноструктурный анализ, микроструктура, кривизна кристаллической решетки, напряжения
Microstructural peculiarities of copper and mechanisms of its hardening after mechanical activation and torsion in Bridgman anvils
I.A. Ditenberg1,2, K.I. Denisov1,3, A.N. Tyumentsev1,2,3, M.A. Korchagin4, and A.V. Korznikov5
1 Institute of Strength Physics and Materials Science, SB RAS, Tomsk, 634021, Russia 2 Siberian Physical-Technical Institute, Tomsk, 634050, Russia 3 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia 4 Institute of Solid State Chemistry and Mechanochemistry, SB RAS, Novosibirsk, 630128, Russia 5 Institute for Metals Superplasticity Problems, RAS, Ufa, 450001, Russia
The paper presents the results of complex research on microstructural peculiarities of copper and mechanisms of its hardening after mechanical activation in planetary ball mills, high-pressure torsion, and combined treatment which includes mechanical activation and subsequent consolidation under high-pressure torsion in Bridgman anvils. The main structural factors responsible for the hardening mechanisms are discussed depending on the pattern and degree of deformation.
Keywords: copper, high plastic strain, mechanical activation in planetary ball mills, torsion in Bridgman anvils, microhardness, electron microscopy, X-ray diffraction analysis, microstructure, lattice curvature, stress
1. Введение
В настоящее время применяется широкий спектр разнообразных методов деформационного воздействия,
обеспечивающих создание мелкокристаллических, суб-
микрокристаллических и нанокристаллических состоя-
ний [1]. Однако до сих пор остаются недостаточно разработанными вопросы о механизмах и фундаментальных закономерностях их формирования, в том числе в зависимости от условий пластической деформации.
При этом, несмотря на большой объем экспериментальных данных об особенностях микроструктуры и прочностных свойств субмикро- и нанокристаллических материалов [1-5], наблюдается недостаток работ по изучению взаимосвязи этих параметров в металлах и сплавах разного класса.
В настоящей работе представлены результаты комплексного исследования микроструктуры и особенностей упрочнения меди после механической активации в
© Дитенберг И.А., Денисов К.И., Тюменцев А.Н., Корчагин М.А., Корзников A.B., 2013
планетарных шаровых мельницах, кручения под давлением и комбинированной обработки, включающей механическую активацию и последующую консолидацию методом кручения под давлением на наковальнях Бриджмена.
2. Материал и методика исследования
Представлены результаты исследования образцов нескольких типов:
1. Образцы меди чистотой 99.98 % в форме дисков толщиной Н ~ 0.2 мм и диаметром 10 мм, деформированные кручением под давлением ~5 ГПа при комнатной температуре и числе оборотов наковальни N = 1, 2 и 5.
2. Порошок меди чистотой 99.7 % после механической активации в энергонапряженной (40g) планетарной шаровой мельнице АГО-2 в атмосфере аргона с использованием стальной оснастки. Продолжительность воздействия составляла 0.5, 1.0, 1.5, 2.0, 3.0, 4.0 и 5.0 мин.
3. Образцы (диски диаметром 8 мм и толщиной Н ~ ~ 0.2 мм) после комбинированной обработки, включающей механическую активацию (3 и 4 мин) и последующую консолидацию методом кручения на наковальнях Бриджмена ^ = 2, давление 7 ГПа) при комнатной температуре.
Микротвердость Н^ определяли по отпечаткам алмазной пирамидки Виккерса на приборе Neophot 21 при нагрузке 0.051 кг и выдержке 15 с. После механической активации измерения проводили на отдельных частицах порошка и их конгломератах, для чего изготовляли компакты на основе смеси изучаемого порошка с эпоксидным клеем. На образцах-дисках, полученных после консолидации и деформации кручением под давлением, измерение микротвердости проведено в сечениях, параллельном и перпендикулярном плоскости наковален, на разных расстояниях от оси кручения.
Рентгеноструктурный анализ проведен с использованием дифрактометра Shimadzu ХЯБ 6000 и излучения
CuK с шагом в 0.01°. Средний размер областей когерентного рассеяния и величину микроискажений Ad/d решетки определяли путем полнопрофильного анализа с использованием программы POWDER CELL 2.4 и анализа по методу Вилкинсона.
Исследования методами растровой и просвечивающей электронной микроскопии проведены на микроскопах Philips SEM 515 и Philips CM-30. Для исследования методом просвечивающей электронной микроскопии порошков после механической активации суспензию из них в петролейном эфире осаждали на предварительно подготовленную углеродную пленку. Для получения тонких фольг из образцов, полученных методом кручения под давлением, из компактов и объемных образцов в сечениях, нормальных плоскости наковальни, на образцы электролитическим способом осаждали необходимый слой меди. Плоские образцы в указанных выше сечениях отрезали на электроискровом станке и механически утоняли до толщины около 100 мкм. Дальнейшее утонение проводили двусторонним распылением ионами аргона при ускоряющем напряжении 5 кВ. Исследования методом просвечивающей электронной микроскопии проведены с использованием методик темнопольного анализа высоких непрерывных и дискретных разориентировок [6-8].
3. Результаты исследования
В процессе рентгеноструктурного анализа установлено, что с увеличением продолжительности механической активации порошка меди происходит уширение дифракционных пиков на рентгенограммах (рис. 1, кривая 1), что связано как с уменьшением размеров областей когерентного рассеяния, так и с ростом микроискажений кристаллической решетки Ad/d (табл. 1). Указанные структурные изменения сопровождаются увеличением микротвердости. Основной прирост этой величины наблюдается в первые 2-3 мин обработки. После 3 мин обработки ее рост замедляется. Максимальное значение микротвердости наблюдается после 5 мин
Рис. 1. Рентгенограммы меди после 5 мин механической активации (1) и после 3 мин механической активации с последующей консолидацией кручением под давлением (2)
Таблица 1
Размеры области когерентного рассеяния (ОКР), величина микроискажений решетки Д1/1 и микротвердость Н^ порошка меди в зависимости от времени механической активации. Модуль сдвига G = 47.7 ГПа [9]
Время механической активации, мин 0.5 1.0 1.5 2.0 3.0 4.0 5.0
Размеры ОКР, нм 197 116 154 166 109 124 94
Ad/d, % 0.15 0.25 0.20 0.22 0.27 0.23 0.37
H,, ГПа И- - 0.88 0.91 1.29 1.67 1.72 1.86
H,/G - 0.018 0.019 0.027 0.035 0.036 0.039
механической активации. При этом ее величина (Н^ = = 1.86 ГПа) сопоставима с обнаруженной ранее (Н^ = = 2.00 ГПа [10]) в образцах меди после деформации кручением на наковальнях Бриджмена при числе оборотов диска N = 5.
После консолидации активированных образцов кручением на наковальнях Бриджмена на рентгенограммах (рис. 1, кривая 2) наблюдаются более интенсивные, по сравнению с механической активацией (рис. 1, кривая I), эффекты уширения пиков. Как видно из табл. 2, при числе оборотов диска N =2 микронапряжения и размеры областей когерентного рассеяния достигают практически одинаковых значений в периферийной и центральной частях образцов и не зависят от времени предварительной механической активации. Как видно из сопоставления результатов табл. 1 и 2, при значительном (от 90 до 30 нм) уменьшении в процессе кручения на наковальнях Бриджмена размеров областей когерентного рассеяния величина микроискажений Д1/1 не превышает своей предельной (Д1/1 = 0.37 %) величины, достигаемой в условиях механической активации, однако микротвердость значительно (от 1.9 до 3.2 ГПа) увеличивается. Значения Н^ оказываются при этом на =70 % выше, нежели ее максимальные значения после кручения на наковальнях Бриджмена без предварительной механохимической активации [10].
Электронно-микроскопические исследования показали, что после механической активации частицы по-
рошка спрессованы в слоистые конгломераты пластинчатой формы размерами до нескольких сотен микрометров (рис. 2, а). Помимо этого, наблюдаются более мелкие частицы порошка размерами от нескольких до нескольких десятых долей микрометра (рис. 2, б). Важной особенностью микроструктуры после механической активации является то, что даже после достаточно длительных (до 5 мин) обработок микроструктура частиц порошка и зерен характеризуется высокой неоднородностью. При этом можно выделить два типа дефектной субструктуры.
Во-первых, как в конгломератах, так и в отдельных мелких порошинках встречаются крупные зерна размерами до нескольких сотен нанометров с низкой плотностью дефектов. Во-вторых, обнаруживаются участки, которые состоят из субмикро- и наномасштабных зерен, которые, как правило, содержат субзерна размерами от 5 до 30нм с малоугловыми границами (рис. 2, б-г) и высокими непрерывными разориентировками со значениями кривизны кристаллической решетки десятки градусов в мкм. Формирование аналогичных структурных состояний было обнаружено ранее в широком классе ОЦК и ГЦК металлических материалов (Nb [6], Al [6], Ni [8], сплавы ванадия [7, 11-13] и Mo-Re [7, 12, 13]) после механической активации в планетарных шаровых мельницах и деформации кручением на наковальнях Бриджмена. Особенности микроструктуры, закономерности и условия формирования этих состояний подроб-
Таблица 2
Размеры ОКР, величина микроискажений решетки Д1/1 и микротвердость Н^ меди после механической активации (МА) и последующей консолидации кручением под высоким давлением (КВД) при числе оборотов диска N = 2. Микротвердость измерена в сечении, перпендикулярном плоскости наковален
Обработка 3 мин МА + КВД 4 мин МА + КВД
Центр Периферия Центр Периферия
Размеры ОКР, нм 30 26 29 27
Ad/d, % 0.37 0.37 0.36 0.37
H,, ГПа И- 2.5 3.2 2.7 3.1
, H 0.053 0.067 0.057 0.065
Рис. 2. Структура порошка меди после 3 мин механической активации. Растровая (а) и просвечивающая (б-г) электронная микроскопия: б — светлопольное изображение, в и г — темнопольные изображения, полученные при разных углах наклона образца в гониометре
но изучены в работах [6-8, 11-13]. Поэтому здесь мы на этих вопросах останавливаться не будем.
Кроме того, в материале присутствуют частицы оксида меди размерами до 15 нм и пленка этой фазы на поверхности тонких фольг. При этом на картинах микродифракции появляются как дополнительные кольца, так и отдельные рефлексы оксидной фазы. Очевидно, это является результатом известных [14] эффектов загрязнения (и изменения фазового состава) обрабатываемого материала кислородом газовой среды используемого оборудования.
После консолидации прекурсоров кручением на наковальнях Бриджмена в материале формируется анизотропная зеренная структура (рис. 3, а), подобная микроструктуре объемных образцов меди, деформированных кручением под давлением [15]. Однако, по сравнению с такими образцами, а также с образцами после предварительной механической активации, наблюдается существенное измельчение зеренной структуры и значительно более интенсивная фрагментация внутренней структуры нанозерен.
Относительно крупные (размерами 0.5-1.0 мкм) бездефектные зерна динамической рекристаллизации, являющиеся характерной особенностью микроструктуры субмикрокристаллической меди после кручения на наковальнях Бриджмена [15], после такой обработки отсутствуют. Микроструктура материала представлена при этом следующими структурными состояниями:
1. Субмикрокристаллы размерами несколько сотен нанометров с относительно невысокой плотностью дефектов (рис. 3, б), аналогичные таковым после кручения на наковальнях Бриджмена объемных образцов меди [15].
2. Нанозерна размерами менее 100 нм, заполненные нанодвойниками толщиной от =2 до 15 нм (рис. 3, в), которые распространяются преимущественно в параллельных плоскости наковален направлениях максимальных сдвиговых напряжений. Как показано в работах [15, 16], нанодвойники аналогичного типа — характерная особенность микроструктуры субмикрокристаллической меди после деформации кручением на наковальнях Бриджмена. Возможные атомные модели и физическая природа их формирования обсуждаются нами в работах
[17, 18].
3. Более половины объема материала представлено качественно новым для меди двухуровневым структурным состоянием — нанозернами размерами менее 100 нм, фрагментированными на кристаллиты с малоугловым характером разориентировок, значительная доля которых имеет внутреннюю структуру с упругой кривизной кристаллической решетки около 100° мкм-1.
На рис. 4 приведен пример темнопольного анализа разориентировок последнего из указанных выше состояний. Здесь в нижней части анализируемого зерна (рис. 4, а) обнаружены фрагменты, взаимно разориенти-рованные на углы не более 1°. Поведение контура экс-
ПН
с
о
Рис. 3. Микроструктура меди после механической активации и последующей консолидации методом кручения под давлением. Просвечивающая электронная микроскопия. Сечение, перпендикулярное плоскости наковален (ПН): а — анизотропия зеренной структуры; б — зерно с относительно невысокой плотностью дефектов; в — пример нанодвой-ников, окружностью на дифракционной картине выделен двойниковый рефлекс
тинкции в процессе наклона образца в гониометре свидетельствует при этом об отсутствии структурных состояний с высокой кривизной кристаллической решетки. В то же время в верхней части этого зерна поведение контура экстинкции меняется существенным образом. При наклоне образца в гониометре на Дф = 3° этот контур перемещается на расстояние Дг = 18 нм (рис. 4, б-г). С учетом угла между вектором действующего отражения и проекцией оси наклона (ПОН) гониометра в = 65° и в соответствии с формулой Ху = Дфsin Р/Дг [6, 7, 15], значение одной из компонент тензора изгиба-кручения достигает величины Ху = 150° мкм-1.
Указанные выше максимальные (~100°-150° мкм-1) значения кривизны кристаллической решетки характерны для наиболее дефектных участков зеренной струк-
туры и обнаруживаются в нанофрагментах размерами от 30 до 60 нм. В основном объеме материала значение кривизны кристаллической решетки достигает до 30°-50° мкм-1.
Приведенные выше результаты позволяют оценить величину локальных внутренних напряжений: ст1ос = = (ЕДй/2)Ху [6, 7, 15]. Здесь Е — модуль Юнга; ДН — характерные размеры зон высокой кривизны кристаллической решетки.
Как показано выше, непосредственно после механической активации максимальные значения кривизны кристаллической решетки достигают Ху = 30° мкм-1 при типичных величинах ДН = 100 нм. Следовательно, экспериментально обнаруживаемые после механической активации максимальные значения локальных внут-
Рис. 4. Пример темнопольного анализа разориентировок внутри нанокристалла меди после 3 мин механической активации и последующей консолидации на наковальнях Бриджмена. Сечение, перпендикулярное плоскости наковален
ренних напряжений составляют ст1ос = Б/40. Близкие величины Ху и ст1ос обнаружены ранее при формировании предельных (минимальный размер субмикрозе-рен и максимальная кривизна кристаллической решетки) структурных состояний, получаемых в меди в процессе кручения на наковальнях Бриджмена [15].
После комбинированной обработки (Ху = 150° мкм-1 и АН = 50 нм) максимальные значения локальных внутренних напряжений (ст1ос = Б/24) увеличиваются более чем в 1.5 раза.
4. Обсуждение результатов
Исходя из представленного выше изменения фазового состава меди в процессе механической активации (ее механического легирования кислородом с образованием наночастиц оксида меди), можно высказать предположение, что обнаруженные в условиях комбинированной обработки уменьшение размеров нанокристал-лов и формирование структурных состояний со значительно более высокими значениями кривизны кристаллической решетки и локальных внутренних напряжений являются результатом торможения процессов динамической рекристаллизации и релаксации этих состояний как указанными выше наночастицами, так и в результате упрочнения при формировании неравновесных твердых растворов меди с элементами газовой среды и гарнитуры мельниц и шаров.
Как видно из вышеизложенного, достигаемые при этом значения микротвердости (Н^ = 3.2 ГПа) более чем в 1.5 раза превышают предельные максимальные значения этой величины (Н^ = 2 ГПа [10]), получаемые после обработки на наковальнях Бриджмена объемных образцов меди аналогичной чистоты. Результаты электронно-микроскопического исследования микроструктуры и локальных внутренних напряжений свидетельствуют о том, что указанное увеличение Н^ хорошо коррелирует с увеличением в результате комбинированной обработки величины локальных внутренних напряжений (от Б/40 до Б/24) в структурных состояниях с высокой кривизной кристаллической решетки.
Эти результаты свидетельствуют о необходимости учета указанных структурных состояний в процессе упрочнения материала при формировании субмикро- и нанокристаллических структур. На наш взгляд, определяющим фактором указанного выше увеличения микротвердости в процессе комбинированного режима механической обработки является создание своеобразного структурного композита с высокой объемной долей субструктуры с указанными выше значительно более высокими значениями кривизны кристаллической решетки и локальных внутренних напряжений.
Как видно из представленных выше (табл. 1 и 2) результатов исследования интегральных характеристик микроструктуры с использованием рентгеноструктур-
ного анализа, без выявления детальных особенностей микроструктуры методами просвечивающей электронной микроскопии эти характеристики не способны объяснить изменение параметров прочности. Действительно, определенная методом рентгеноструктурного анализа величина микроискажений, достигнув своей предельной (максимальной) величины Дd/d = 3.7 -10-3 при значении Н^ = 1.86 ГПа (табл. 1), при дальнейшем увеличении микротвердости остается постоянной. Соответствующие этой величине внутренние напряжения (ст = Бг = БДй/й = Б270) на порядок ниже оценки, полученной методом просвечивающей электронной микроскопии.
Как показано нами в работе [19], это связано с тем, что для рентгеноструктурного анализа структурные состояния с высокой кривизной кристаллической решетки являются «невидимыми». Так, например, при кривизне кристаллической решетки Ху > 10° мкм-1 размеры областей когерентного рассеяния d, в которых при использовании рентгеновского излучения ориентация кристаллической решетки должна меняться не более чем на Дф - 0.01°, оцениваются выражением d < Дф/Ху и при указанных значениях Дф и Ху оказываются порядка ^ < < 10-3 мкм) нескольких межатомных расстояний. Таким образом, зоны высокой кривизны кристалла (и высоких локальных внутренних напряжений), по существу, являются рентгеноаморфными и не участвуют в формировании рентгеновской дифракционной картины. Не отражают реальной структуры материала и представленные в табл. 2 размеры областей когерентного рассеяния, поскольку интенсивность и структура рентгеновских дифракционных максимумов определяются в этом случае наименее дефектными участками с кривизной кристаллической решетки менее 1° мкм-1.
5. Заключение
В процессе комплексной обработки меди чистотой 99.7 %, включающей механическую активацию в планетарной шаровой мельнице и последующую консолидацию кручением на наковальнях Бриджмена, обнаружены двухуровневые структурные состояния — нанозерна размерами менее 100 нм, фрагментированные на кристаллиты размерами от нескольких до нескольких десятков нанометров с высокими (около 100° мкм-1) значениями кривизны кристаллической решетки и локальными внутренними напряжениями (ст1ос = Б24), приближающимися к теоретической прочности кристалла.
Формирование этих состояний приводит к значительному (от 2.0 до 3.2 ГПа), по сравнению с деформацией в наковальнях Бриджмена, увеличению микротвердости и является результатом механического легирования меди кислородом на этапе механической активации с образованием частиц оксидов и результирующим подавлением явления динамической рекристалли-
зации и других процессов релаксации формирующихся при деформации высокодефектных наноструктурных состояний.
Работа выполнена при частичной финансовой поддержке междисциплинарного интеграционного проекта фундаментальных исследований СО РАН № 72 и гранта Минобрнауки РФ № 14.132.21.1415. Исследования проведены на оборудовании ТМЦКП ТГУ.
Литература
1. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические системы. - М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. - 398 с.
2. Андриевский Р.А., Глезер А.М. Размерные эффекты в нанокрис-таллических материалах. I. Особенности структуры, термодинамика, фазовые равновесия, кинетические явления // ФММ. -1999. - Т. 88. - № 1. - С. 50-73.
3. Андриевский Р.А., Глезер А.М. Размерные эффекты в нанокрис-таллических материалах. II. Механические и физические свойства // ФММ. - 2000. - Т. 89. - № 1. - С. 91-112.
4. Андриевский Р.А., Глезер А.М. Прочность наноструктур // Успехи физических наук. - 2009. - Т. 179. - № 4. - С. 337-358.
5. Meyers M.A., Mishra A., Benson D.J. Mechanical properties of nano-crystalline materials // Progr. Mater. Sci. - 2006. - V. 51. - P. 427556.
6. ДитенбергИ.А., Тюменцев А.Н., ДенисовК.И., Корчагин М.А. Осо-
бенности формирования высокодефектных структурных состояний в механокомпозитах и порошках ниобия и алюминия в процессе интенсивного деформационного воздействия в планетарных шаровых мельницах // Физ. мезомех. - 2011. - Т. 14. - № 6. -С. 53-62.
7. ТюменцевА.Н., ДитенбергИ.А. Структурные состояния с высокой кривизной кристаллической решетки в субмикрокристаллических и нанокристаллических металлических материалах // Изв. вузов. Физика. - 2011. - № 9. - С. 26-36.
8. Дитенберг И.А., Тюменцев А.Н., Корзников А.В., Корзникова Е.А.
Эволюция микроструктуры никеля при деформации кручением под давлением // Физ. мезомех. - 2012. - Т. 15. - № 5. - С. 59-68.
9. Штремель М.А. Прочность сплавов. Часть I. Дефекты решетки: Учебник для вузов. - М.: МИСИС, 1999. - 384 с.
10. Корзников А.В., Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А. О предельных минимальных размерах зерен, формирующихся в металлических материалах, полученных при деформации кручением под давлением // ФММ. - 2008. - Т. 106. - №4. - С. 433-438.
11. Дитенберг И.А., Тюменцев А.Н., Гриняев К.В., Чернов В.М., Потапенко М.М., Корзников А.В. Эволюция дефектной субструктуры при больших пластических деформациях сплава V-4Ti-4Cr // ЖТФ. - 2011. - Т. 81. - № 6. - С. 68-74.
12. ДитенбергИ.А., Тюменцев А.Н., КорзниковА.В., Винс С.А. Закономерности формирования нанокристаллических и субмикрокристаллических структурных состояний в сплавах на основе V и MoRe при разных условиях интенсивной пластической деформации // Перспективные материалы. - 2009. - № 7. - С. 103-106.
13. Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А. Нанодиполи частичных дискли-наций как носители квазивязкой моды деформации и формирования нанокристаллических структур при интенсивной пластической деформации металлов и сплавов // Физ. мезомех. - 2011. -Т. 14. - № 3. - С. 55-68.
14. Suryanarayana C. Mechanical alloying and milling // Progr. Mater. Sci. - 2001. - No. 46. - P. 1-184.
15. Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Валиев Р.З. Особенности микроструктуры и механизмы формирования субмикрокристаллической меди, полученной методами интенсивной пластической деформации // ФММ. - 2003. - Т. 96. -№ 4. - С. 33-43.
16. Тюменцев А.Н., Панин В.Е., Дитенберг И.А., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Деревягина Л.С., Шуба Я.В., Валиев Р.З. Особенности пластической деформации ультрамелкозернистой меди при разных температурах // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 6. -С. 77-85.
17. ТюменцевА.Н., ЛитовченкоИ.Ю., ПинжинЮ.П., ШевченкоН.В. Атомные модели образования дислокаций и механического двой-никования в ГЦК-кристаллах // ДАН. - 2005. - Т. 403. - № 5. -С. 623-626.
18. Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П., Дитенберг И.А., Шуба Я.В. Локальные обратимые превращения мартенситного типа как механизмы деформации и переориентации кристалла в металлических сплавах и интерметаллидах // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - №3.-С. 33-45.
19. Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А., Корчагин М.А. Исследование влияния интенсивного механического воздействия на параметры микроструктуры механокомпозитов состава 3Ti + Al // ФММ. -2011. - Т. 111. - № 2. - С. 195-202.
Поступила в редакцию 17.05.2013 г.
Сведения об авторах
Дитенберг Иван Александрович, к.ф.-м.н., доц., снс ИФПМ СО РАН, снс СФТИ, ditenberg_i@mail.ru Денисов Константин Игоревич, асп. ИФПМ СО РАН, инж. ТГУ, denisov_ki@mail.ru
Тюменцев Александр Николаевич, д.ф.-м.н., проф., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, зав. каф. ТГУ, зав. лаб. СФТИ, tyuments@phys.tsu.ru Корчагин Михаил Алексеевич, д.т.н., снс ИХТТМ СО РАН, korchag@solid.nsk.su Корзников Александр Вениаминович, д.т.н., снс, внс ИПСМ РАН, korznikov@imsp.da.ru
