CC BY
46
УДК 539.415:669.018.5
Повышение пластичности в магнитотвердом сплаве 25X15K после деформации на наковальнях Бриджмена
Г.Ф. Корзникова1, С.Ю. Миронов1,2, Е.А. Корзникова1
1 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, Уфа, 450001, Россия 2 Университет Тохоку, Сендай, 980-8579, Япония
Исследована эволюция структуры и механических свойств магнитотвердого сплава 25X15K при деформации сдвигом с различными углами поворота в наковальнях Бриджмена. Показано, что интенсивная пластическая деформация высококоэрцитивного (а + а2)-состояния на начальной стадии локализуется в полосах сдвига, в которых происходит растворение at- и а2-фаз и формирование пересыщенного a-твердого раствора. При этом формируется структура смешанного типа, состоящая из разориентиро-ванных фрагментов (а1+а2)-фазы, окруженных прослойками a-твердого раствора. Дальнейшее увеличение степени деформации ведет к формированию однофазной нанокристаллической структуры с размером зерен около 50 нм. Установлено, что растворение aj-фазы в а2-матрице в процессе интенсивной пластической деформации обуславливает повышение характеристик прочности и пластичности сплава 25X15K при всех исследованных степенях деформации. При этом максимальной пластичностью обладает сплав со смешанной структурой, состоящей из участков субмикрокристаллического и ячеистого типа, а формирование нанокрис-таллического размера зерен приводит к некоторому снижению пластичности.
Ключевые слова: градиентная структура, сложное нагружение, высокопрочные магниты
Plasticity enhancement in 25Cr15Co hard magnetic alloy deformed on Bridgman anvils
G.F. Korznikova1, S.Yu. Mironov1,2, and E.A. Korznikova1
1 Institute for Metals Superplasticity Problems, RAS, Ufa, 450001, Russia 2 Tohoku University, Sendai, 980-8579, Japan
In the work, we studied the evolution of structural and mechanical properties of 25Cr15Co hard magnetic alloy under shear deformation on Bridgman anvils at different rotation angles. It is shown that at the initial stage, severe plastic strains in a highly coercive (at + a2) state are localized in shear bands in which the at and a2 phases are dissolved and an oversaturated a solid solution is formed. As this takes place, there arises a mixed structure consisting of misoriented fragments of the at + a2 phase surrounded by interlayers of the a solid solution. A further increase in strain degree results in a single-phase nanocrystalline structure with a grain size of about 50 nm. It is found that the dissolution of the at phases in the a2 matrix under severe plastic deformation causes an increase in the strength characteristics and plasticity of 25Cr15Co alloy at all strain degrees under study. Maximum plasticity is found in the alloy with a mixed structure consisting of submicrocrystalline and cellular sites, and formation of nanocrystalline grains causes the plasticity to decrease somewhat.
Keywords: gradient structure, complex loading, high-strength magnets
1. Введение
Сплав 25Х15К относится к группе магнитотвердых материалов дисперсионно-твердеющего класса [1, 2]. Магниты из него получают как методами литья, так и с применением методов обработки давлением. Формирование высококоэрцитивного (а1 + а2)-состояния в процессе спинодального распада приводит к резкому снижению характеристик прочности и пластичности из-за образования модулированной структуры, состоящей из когерентно связанных упорядоченных наноразмер-
ных выделений а1-фазы в а2-матрице. Известно, что, изменяя размер и морфологию упорядоченных фаз в промышленных сплавах, можно существенно повысить их пластические характеристики [3, 4]. Традиционные технологии обработки давлением не всегда позволяют получать высокий уровень механических и служебных свойств в изделиях. Методы порошковой металлургии (спекания и горячей деформации) не обеспечивают в магнитотвердых материалах микроструктуру с зерном менее 5 мкм. Методами быстрой закалки и обработки
© Корзникова Г.Ф., Миронов С.Ю., Корзникова Е.А., 2013
в шаровых мельницах достигается сильное измельчение структуры вплоть до нанокристаллического размера, но материал имеет вид порошка или тонкой ленты.
К числу прогрессивных инновационных технологий в области обработки давлением можно отнести методы сложного нагружения, которые заключаются в последовательной или одновременной деформации заготовки при выбранной температуре по схеме кручение с добавлением компонент растяжения либо сжатия [5-7]. Эти методы основаны на активизации сдвиговых деформаций при «закручивании» поперечных слоев и позволяют получать ультрамелкозернистую структуру менее 1 мкм в объемных заготовках, обеспечивая качественное изменение физико-механических свойств материалов [8, 9]. Поэтому такой вид интенсивной пластической деформации особенно интересен для решения нетривиальных задач, например, создание градиентного распределения структуры и свойств в заданных локальных зонах с высокими показателями физико-механических характеристик для заготовок осесимметричной формы. Другим примером реализации деформации с кручением является кручение под гидростатическим давлением [10]. Его обычно проводят на наковальне Бриджмена, где образец помещается между наковальнями и при вращении нижней наковальни деформируется сдвигом за счет сил контактного трения [11]. Кручение под гидростатическим давлением обычно используют для достижения предельного структурного состояния материала, т.к. в силу больших прикладываемых давлений и высоких степеней деформации сдвига, достигаемых даже при комнатной температуре, при таком нагружении формируется наиболее дисперсная структура [12].
Целью данной работы было изучение эволюции структуры и механических свойств сплава 25Х15К при интенсивной деформации кручением со сдвигом.
2. Материал и методики исследования
Сплав 25Х15К (Сг — 25 вес. %, Со — 15 %, Т — 1 %, V — 1 %, Si — 0.4 %, А1 — 1 %, № — 1 %, Бе — остальная часть) закаливали от 1200 °С в воду. Из закаленной на однофазный а-твердый раствор заготовки вырезали цилиндрические образцы диаметром 8 мм, которые далее подвергались стандартной термомагнитной обработке и ступенчатому отпуску в интервале 640.. .540 °С с целью получения двухфазного (а1 + а2)-состояния. Для изучения влияния интенсивной пластической деформации кручением со сдвигом на структуру и микротвердость сплава 25Х15К с исходным (а1 + а2)-состоянием образцы деформировали на наковальнях Бриджмена [11] с углами поворота наковален ф = 180°, 360°, 1080°, 1 800° и 3 600°. Образцы для деформации вырезали на электроискровом станке в виде пластин толщиной 0.3 мм. Деформацию проводили на наковальнях диаметром 8 мм из сплава ВК6 при давлении, пре-
вышающем среднюю микротвердость сплава после всех обработок, что позволило исключить проскальзывание между образцом и наковальней. Общее время деформации при ф = 3 600° составляло 8 мин.
Степень деформации оценивали по методике, описанной в [13], по формуле
е = ln(1 + (фЛДв )¥2 + ln (hj hiR), (1)
где ho — толщина образца перед деформированием; ф — угол поворота подвижной наковальни; R — расстояние от оси вращения; hiR — толщина образца после деформации на расстоянии R от центра.
Рентгеноструктурный анализ проводили на дифрак-тометре ДРОН-3М при Си-Ка-излучении. Тонкую структуру образца исследовали в просвечивающем электронном микроскопе JEM 2000 EX при ускоряющем напряжении 150 кВ на расстоянии около 2 мм от центра. Анализ спектра разориентировок проводили методом обратно рассеянных электронов на электронном микроскопе Hitachi S-4300SE FE-SEM, EBSD система TSL OIMTM при ускоряющем напряжении 25 кВ. Измерения коэрцитивной силы проводили в вибромагнетометре в поле 1600 кА/м.
Микротвердость определяли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0.2 кг по результатам не менее 15 измерений. Погрешность измерений на различных образцах, деформированных с одинаковой степенью деформации, составляла не более 5 %.
Механические испытания на трехточечный изгиб проводили на динамометре Instron, оснащенном тен-зометрическим датчиком с максимальной нагрузкой 50 Н. Образцы для испытаний на изгиб вырезали на электроискровом станке и доводили до конечных размеров 1.50x0.15x8.0 мм путем шлифования и полировки. Изгибные напряжения и рассчитывали по формуле [14]
ct = 1.5PL/ (bh2), (2)
где Р — нагрузка; L — расстояние между опорами; b — ширина образца; h — толщина образца. По рассчитанным значениям предела прочности судили о закономерностях деформационного упрочнения. По величине прогиба до разрушения оценивали пластичность образцов. В первом приближении эта величина тесно коррелирует с предельной деформацией [14].
3. Результаты исследования и их обсуждение
3.1. Микроструктура сплава 25X15K
Рассмотрим эволюцию структуры в процессе интенсивной пластической деформации кручением с углами поворота наковальни ф = 180°, 360°, 1080°, 1800° и 3 600°.
Средний размер зерен в исходном недеформирован-ном состоянии, определенный металлографическим методом, составил 400 мкм. Рентгеноструктурный анализ показал, что в этом состоянии все линии а-фазы рас-
Рис. 1. Микроструктура образца, деформированного при ср = от центра образца
щеплены на два пика, что связано с расслоением а-твер-дого раствора на изоморфные аг и а2-фазы, когерентно связанные между собой. В результате интенсивной пластической деформации (р = 360°) пики интенсивности аг и а2-фаз частично сливаются, что говорит о начале процесса растворения агфазы в а2-матрице, происходит уменьшение относительной максимальной интенсивности пиков, соответствующих более высоким порядкам, и изменение формы профиля. После деформации при р = 1080° происходит полное слияние пиков а2- и а1-фаз, что свидетельствует о превращении а2- и а1-фаз в а-фазу в результате интенсивной пластической деформации. Дальнейшее увеличение степени деформации (р = 3 600°) приводит к некоторому уширению пиков а-фазы.
На рис. 1 приведены снимки микроструктуры образца, деформированного при р = 180°, полученные с двух разных участков, соответствующих середине радиуса и периферии образца. Как видно из рисунков, на начальной стадии деформация локализуется в полосах, которые начинаются на границах зерен и распространяются в виде параллельных линий внутрь зерен по некоторым преимущественным направлениям. Плотность полос деформации существенно повышается к периферии образца, что согласуется с формулой (1), при этом даже на периферии остаются отдельные области, свободные от полос деформации. В образцах с большими степенями деформации выявить исходные зерна не удается.
Электронно-микроскопический снимок исходного состояния (рис. 2, а) подтверждает, что структура является двухфазной и состоит из выделений а1-фазы в а2-матрице. На начальной стадии деформации (р = = 180°) в структуре четко выявляются отдельные полосы деформации с повышенной плотностью дислокаций, в которых, по-видимому, начинается процесс растворения а1-фазы (рис. 2, б). На электронограмме, снятой с полосы деформации (рис. 2, в), четко видны фрагменты колец, указывающие на большие азимутальные
1° на участках, расположенных на расстоянии 2.0 (а) и 3.5 мм (б)
разориентировки в полосе деформации, а на электро-нограмме, снятой с недеформированной части (рис. 2, г) такой же площади (~0.5 мкм2), рефлексы остаются точечными. Все это говорит о том, что на начальной стадии деформация неоднородна и локализуется в отдельных полосах сдвига. Дальнейшее повышение степени
Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение образцов сплава 25Х15К: а — без деформации; б — деформация р = = 180° (светлое поле); в — р = 180 ° (электронограмма с полосы деформации); г — деформация р = 180° (электронограмма с недеформированной зоны)
Рис. 3. Карты с обозначением малоугловых и большеугловых границ зерен (а, в), а также распределение углов разориентации субзерен (б, г) вдоль стрелок для образца, деформированного при ф = 180° на участках, расположенных на расстоянии 2.0 (а, б) и 3.5 мм (в, г) от центра образца
деформации приводит к полному растворению частиц а1-фазы и формированию однофазной нанокристалли-ческой структуры с ОЦК-решеткой и со средним размером зерен порядка 50 нм при ф = 3 600°.
3.2. Лнализ спектра разориентировок
Для получения более детальной картины эволюции структуры на начальных стадиях интенсивной пластической деформации был проведен анализ разориенти-ровок зерен на образце, деформированном при ф = 180° на участках, удаленных от центра на 2.0 (участок 1) и 3.5 мм (участок 2), что согласно формуле (1) соответствует истинной деформации е = 3.4 и 4.0. На рис. 3 представлены карты с обозначением большеугловых (более 15°, жирные черные), малоугловых (более 2.5°, тонкие белые) и малоугловых границ зерен (менее 2.5°, отмечены в выделенных зернах оттенками серого цвета), а также распределение углов разориентации субзерен вдоль стрелок, обозначенных в отдельных зернах для двух участков образца.
По сравнению с недеформированным состоянием, на обоих участках доля высокоугловых границ зерен резко уменьшилась, а доля малоугловых разориентаций значительно выросла, и сформировалась структура смешанного типа. Внутри зерен участка, соответствующего середине радиуса, наблюдаются в основном малоуг-
ловые (менее 2.5°) разориентации, а также отдельные короткие большеугловые границы вблизи границ исходных зерен (верхняя часть рис. 3, а). Распределение углов разориентации (рис. 3, б) вдоль обозначенной на рис. 3, а стрелки показывает, что в данном зерне средняя разориентация между соседними точками составляет 0.3°. Средний размер фрагментов на участке, соответствующем середине радиуса, составляет 50 мкм. На периферии образца (рис. 3, в) плотность высокоугловых и малоугловых границ внутри исходных зерен существенно выше. Здесь велика доля малоугловых границ более 2.5°. Средний размер фрагментов здесь не превышает 6 мкм, а разориентация между соседними точками (рис. 3, г) вдоль выделенной на рис. 3, в стрелки больше и составляет 1.04°.
3.3. Микротвердость сплава 25Х15К
Для всех деформированных образцов были построены зависимости микротвердости от расстояния от центра образца (рис. 4, а). Приведенные результаты показывают, что с увеличением расстояния от центра микротвердость плавно возрастает при всех углах поворота наковален. Заметим, что после деформации с углом поворота ф = 3 600° практически происходит насыщение по твердости. Кроме того, для всех образцов по формуле (1) были рассчитаны и построены зависимости степени
НУ, МПа 7000 Н
1.5 2.0 Я, мм
0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 Я, мм
Рис. 4. Изменение микротвердости (а) и распределение деформации (б) в зависимости от расстояния от центра образца 25Х15К после сдвига под давлением при разных углах поворота наковальни р = 180° (♦), 360° (■), 1 080° 1 800° (•), 3 600° (□); без деформации (о)
деформации от радиуса образца е(г) с учетом его толщины (рис. 4, б). Результаты расчета показывают, что с увеличением расстояния от центра степень деформации монотонно возрастает при всех углах поворота и одна и та же степень деформации может быть получена на образцах, деформированных при различном р при разных значениях расстояния от центра. По данным измерения НУ(г) и расчетов е(г) можно построить кривую упрочнения НУ(е).
На рис. 5 приведены зависимости НУ(е) для образцов с различным углом поворота наковален р. Для сравнения образцов, деформированных с разными углами поворота наковальни, анализировали значения микротвердости, полученные на одинаковом расстоянии от центра образца (2 мм). Видно, что точки соответствую-
Рис. 5. Микротвердость деформированных образцов 25Х15К в зависимости от степени деформации: о — микротвердость, измеренная при ^ = 2 мм на образцах, деформированных с разными значениями р; микротвердость, измеренная по радиусу (^ = 1, 1.5, 2, 2.5 мм) на образцах, деформированных при р = 180° (♦), 360° (■), 1080° 1800° (•), 3 600° (□)
щие разным углам поворота ложатся на одну кривую только при углах поворота р = 180° и 360°, а точки, соответствующие углам р = 1080°, 1800°, 3 600°, образуют прямые с уменьшающимся наклоном, т.е. распределение микротвердости по радиусу образцов соответствует распределению деформации при сдвиге под давлением лишь при малых углах поворота наковален.
Это может быть связано с тем, что на начальных стадиях деформации, как показывают рентгенострук-турные исследования, фазовые превращения отсутствуют. При больших углах поворота наковален время на-гружения существенно увеличивается и происходит неизбежный нагрев образца. Как показывают термодинамические расчеты энергии, выделяемой в объеме образцов при их пластической деформации по энергии потока движущихся дислокаций [15], выделение тепла при сдвиге под давлением в образце может достигать 40...180 Дж в зависимости от толщины образца. Это может способствовать активизации фазовых превращений. В нашем случае время деформации образца составляло 8 мин, при этом температура образца повышалась на 80 °С.
Вместе с тем подобные зависимости НУ(е) были получены в работе [13] при аналогичной деформации конструкционных сталей 20Г2Р, 30Г2Р, 30ХГСН2А и армко-железа. В работе [13] показано, что точки, соответствующие измерениям микротвердости на образцах, продеформированных при разном р, ложатся на одну кривую, причем кривая упрочнения для армко-железа имеет больший наклон при малых степенях деформации, а в сталях, наоборот, малый наклон наблюдается до е = 2...4, а при больших степенях деформации наклон кривой резко увеличивается, т.е. ни в одном из исследованных материалов насыщения по микротвердости обнаружено не было. Отличие от результатов, полученных в работе [13], где рассматривались только однофазные материалы, может быть обусловлено протеканием в нашем случае процессов динамического разупрочнения, связанных с растворением частиц а1-фа-зы в а2-матрице и образованием а-твердого раствора (а1 + а2 ^ а).
3.4. Коэрцитивная сила
Измерения коэрцитивной силы показали, что после деформации при р = 3 600° коэрцитивная сила составляет 13.5 кА/м, что в 3 раза меньше, чем в исходном высококоэрцитивном состоянии (40 кА/м). Это также подтверждают рентгеноструктурные данные о формировании после деформации а-твердого раствора. Необходимо отметить, что это значение в 2.6 раза больше, чем в состоянии а-твердого раствора, полученном путем высокотемпературной закалки (коэрцитивная сила 5 кА/м), что связано с высокой плотностью дефектов и малым размером кристаллитов в образце после сдвига под давлением.
0° 1000° 2000° 3000° Ф
м
0° 1000° 2000° 3000° Ф h, мм ^—*
Рис. 6. Механические свойства сплава 23X15K при испытаниях на изгиб. Предел текучести ати (а), предел прочности ави (б) и прогиб до разрушения h (в) в зависимости от угла поворота подвижной наковальни ф. — образцы, не разрушившиеся при изгибе
3.5. Механические свойства
На рис. 6 показаны механические свойства при испытаниях на изгиб образцов сплава 23X15K в зависимости от угла поворота подвижной наковальни при интенсивной пластической деформации. Из рис. 6, а видно, что сплав в исходном состоянии ф = 0° после термообработки на высококоэрцитивное состояние разрушается на упругом участке нагружения. Образец сплава, подвергнутый интенсивной пластической деформации при ф = 180°, становится пластичным — величина напряжения текучести а ти составляет 1405 МПа. Последующее увеличение деформации приводит к монотонному росту ати, максимальное значение ати при ф = = 3600° составляет 2570 МПа.
Из рис. 6, б видно, что зависимость предела прочности ави от степени деформации также имеет двухста-дийный характер. На первой стадии до ф = 180° ави возрастает с 990 до 1620 МПа. На второй стадии наблюдается плавный рост ави до 2570 МПа при ф = 3 600°.
На рис. 6, в показана зависимость величины прогиба до разрушения h от степени деформации. Видно, что зависимость h от степени деформации имеет немонотонный вид. Повышение h при увеличении деформации до ф = 180 °, по-видимому, связано с частичным растворением (а1 + а2)-фаз. Последующее увеличение степени деформации до ф = 360° и 1080° приводит к дальнейшему увеличению пластичности — образцы не разрушаются при величине прогиба более 2 мм, что обозначено на графике стрелками.
Электронно-микроскопические исследования и рентгеноструктурный анализ показали, что увеличение
пластичности сплава очевидно обусловлено превращением (а1 + а2)-фаз в а-фазу и формированием смешанной структуры, состоящей из ячеистых участков и областей с субмикрокристаллической структурой. Увеличение степени деформации до ф = 1 800° и 3 600° приводит к плавному снижению величины прогиба до разрушения до 0.90 и 0.35 мм соответственно. Исследования с помощью просвечивающей электронной микроскопии показали, что снижение пластичности связано с уменьшением объемной доли ячеистой структуры и формированием в сплаве однородной нанокристаллической структуры а-твердого раствора.
Влияние структуры на механические свойства сплава можно объяснить на основании рассмотрения взаимосвязи пластической деформации и разрушения. Отметим, что данные процессы являются конкурирующими, а преобладание одного из них определяется рядом факторов. При этом надо учитывать многофакторность как пластической деформации, так и разрушения. Повышенная по сравнению с исходным состоянием пластичность нанокристаллического сплава, по-видимому, обусловлена исчезновением когерентно связанных а1-и а2-фаз в результате полного растворения а1-фазы в а2-матрице в процессе интенсивной пластической деформации и формирования нанокристаллической структуры. В этом случае сплав можно рассматривать как обычную сильно упрочненную однофазную структуру.
4. Выводы
Показано, что в сплаве 25Х15К в условиях деформации на наковальнях Бриджмена деформация на начальных стадиях локализуется в полосах сдвига, в которых происходит растворение а1- и а2-фаз и формирование пересыщенного а-твердого раствора. При этом формируется структура смешанного типа, состоявшая из разориентированных фрагментов (а1 + а2)-фазы, окруженных прослойками а-твердого раствора. Увеличение степени деформации приводит к формированию пересыщенного а-твердого раствора с размером зерен около 50 нм.
Показано, что микротвердость сплава 25Х15К, деформированного до ф = 3600°, достигает стадии насыщения, при этом НУ повышается с 3 900 МПа в исходном состоянии до 7420 МПа.
Выявлена немонотонность зависимости механических свойств сплава 23Х15К от степени деформации в высококоэрцитивном состоянии. Максимальной пластичностью обладает сплав со смешанной субмикрокристаллической и ячеистой структурой. Формирование нанокристаллической структуры приводит к снижению пластичности.
Работа выполнена при поддержке гранта РФФИ № 12-08-970008.
Литература
1. Кекало И.Б., Самарин Б.А. Физическое металловедение прецизион-
ных сплавов. Сплавы с особыми свойствами. - М.: Металлургия, 1989. - 496 с.
2. Либман М.А. Магнитотвердые сплавы на основе системы железо-хром-кобальт (обзор) // Материаловедение. - 2010. - № 9. - С. 5864.
3. Корзников А.Б. Структура и механические свойства металлов и сплавов, подвергнутых интенсивной пластической деформации: Дис. ... докт. техн. наук. - Уфа: ИПСМ РАН, 2000. - 253 с.
4. Панин В.Е., Панин А.Б. Проблемы мезомеханики прочности и пластичности наноструктурных материалов // Изв. вузов. Физика. - 2004. - № 8. - С. 5-18.
5. Корзникова Г.Ф. Трансформация структуры в магнитотвердом сплаве 30Х8К при сложном нагружении по схеме растяжения с кручением // Письма о материалах. - 2012. - Т. 2. - № 3. - С. 126130.
6. Корзникова Г.Ф., Корнева А.В., Корзникова Е.А. Формирование градиентной структуры в магнитотвердых сплавах на основе системы Fe-Cr-Co при комбинированном нагружении // Физ. мезо-мех. - 2011. - Т. 14. - № 5. - С. 99-106.
7. Korznikova G., Korznikov A. Gradient submicrocrystalline structure in Fe-Cr-Co system hard magnetic alloys // Mater. Sci. Eng. A. -2009. - V. 503. - P. 99-102.
8. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Деформируемое твердое тело как нелинейная иерархически организованная система // Физ. мезомех. -2011. - Т. 14. - № 3. - С. 7-26.
9. ДитенбергИ.А., ТюменцееА.Н., ГриняееК.В., ЧерноеВ.М., Пота-
пенко М.М., Корзникое А.В. Эволюция дефектной субструктуры при больших пластических деформациях сплава V-4Ti-4Cr // ЖТФ. - 2011. - Т. 81. - № 6. - С. 68-74.
10. Zhilyaev A., Langdon T. Using high-pressure torsion for metal processing: Fundamentals and applications // Prog. Mater. Sci. - 2008. -V. 53. - P. 893-979.
11. Кузнецое Р.И., Быкое В.И., Чернышее В.П. Пластическая деформация твердых тел под давлением. - Свердловск, 1985. - 31 с. / Препринт ПФМ УНЦ АН ССС № 4/85.
12. Корзникое А.В., Тюменцее А.Н., Дитенберг И.А. О предельных минимальных размерах зерен в наноструктурных металлических материалах, полученных при деформации кручением под давлением // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - Спец. вып. - С. 71-74.
13. Дегтярее М.В., Чащухина Т.И., Вороноеа Л.М., Даеыдоеа Л.С., Пилюгин В.П. Деформационное упрочнение и структура конструкционной стали при сдвиге под давлением // ФММ. - 2000. -Т. 90. - № 6. - С. 83-90.
14. Попое А.А., Валиее Р.З., Пышминцее И.Ю., Демакое С.Л., Илла-рионое А.Г. Формирование структуры и свойств технически чистого титана с нанокристаллической структурой после деформации и последующего нагрева // ФММ. - 1997. - Т. 83. - № 5. - С. 127133.
15. Шоршорое М.Х., КорзникоеА.В. Кинетика структурообразования в стали У12А с различной исходной структурой при деформации на наковальнях Бриджмена // Материаловедение. - 2002. - № 1. -С. 37-42.
Поступила в редакцию 05.03.2013 г
Сведения об авторах
Корзникова Галия Фердинандовна, д.т.н., внс ИПСМ РАН, korznikova@anrb.ru Миронов Сергей Юрьевич, к.ф.-м.н., нс ИПСМ РАН, s-72@mail.ru Корзникова Елена Александровна, к.ф.-м.н, мнс ИПСМ РАН, helenne@yandex.ru
