CC BY
14
Труды Кольского научного центра РАН. Химия и материаловедение. Вып. 5. 2021. Т. 11, № 2. С. 219-225. Transactions tola Science Centre. Chemistry and Materials. Series 5. 2021. Vol. 11, No. 2. P. 219-225.
Научная статья
УДК 539.213.2:548.5:538.9:539.378.3:539.4.015.1 DOI:10.37614/2307-5252.2021.2.5.045
СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА БЫСТРООХЛАЖДЕННЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ, КОНСОЛИДИРОВАННЫХ МЕТОДОМ КРУЧЕНИЯ ПОД ВЫСОКИМ ДАВЛЕНИЕМ
Е. А. Свиридова12, Т. В. Цветков1, В. М. Ткаченко1, А. И. Лимановский1, В. Н. Саяпин1, С. В. Васильев12, В. И. Ткач1
1 Донецкий физико-технический институт им. А. А. Галкина, Донецк, Украина 2Донбасская национальная академия строительства и архитектуры, Макеевка, Украина Автор, ответственный за переписку: Екатерина Антоновна Свиридова, [email protected]
Аннотация
Приведены результаты структурных исследований и измерений твердости образцов быстроохлажденных лент сплава Al95,8Mn3,sFe0,4, полученных консолидацией методом кручения под высоким давлением. Установлено, что деформация лент приводит к измельчению микроструктуры и возрастанию уровня микронапряжений, что сопровождается увеличением микротвердости в 2,2 раза. Ключевые слова:
быстроохлажденная лента, кручение под высоким давлением, консолидация, области когерентного рассеяния, микронапряжения, микротвердость
Original article
STRUCTURE AND MECHANICAL PROPERTIES OF RAPIDLY COOLED Al-BASED ALLOYS CONSOLIDATED BY HIGH PRESSURE TORSION TECHNIQUE
K. A. Svyrydova12, T. V. Tsvetkov1, V. M. Tkachenko1, A. I. Limanovskii1, V. N. Sayapin1, S. V. Vasiliev12, V. I. Tkatch1
1A. A. Galkin Donetsk Institute for Physics & Engineering, Donetsk, Ukraine 2Donbas National Academy of Engineering and Architecture, Makеyеvka, Ukraine Corresponding author: Kateryna A. Svyrydova, [email protected]
Abstract
The results of the structural studies and hardness measurements of the samples obtained by high pressure torsion processing of melt-spun ribbons of Al95.8Mn3.8Fe0.4 alloy are presented in the paper. It has been established that straining of the ribbons results in refinement of microstructure and in the increase of microstrain which leads to increase in microhardness by 2.2 times. Keywords:
rapidly quenched ribbon, high pressure torsion, consolidation, coherently scattering domains, microstrains, microhardness
В последние годы наблюдается устойчивый интерес исследователей к использованию методов интенсивной пластической деформации (ИПД) для создания материалов с повышенным уровнем механических свойств. Из разработанных к настоящему времени методик ИПД [1] наиболее эффективным для существенного изменения структуры представляется метод кручения под высоким давлением (КВД). В этом методе образец в форме диска помещается между двумя наковальнями и под приложенным давлением деформируется за счет вращения одной из наковален [2]. Наряду с получением образцов с мелкозернистой (наномасштабной) структурой [3], метод КВД оказался эффективным для консолидации порошковых и ленточных материалов [4, 5], в ряде которых в условиях приложения высокого давления и интенсивной сдвиговой деформации могут происходить фазовые превращения [5-7], а также для синтеза сплавов из разнородных металлов [8, 9].
Очевидно, что структурные изменения в деформированных образцах обусловлены вносимой извне энергией [10], однако эти изменения могут как повышать, так и понижать свободную энергию деформированных образцов. В частности, мелкозернистые структуры [3] и пересыщенные твердые растворы [11, 12], сформированные в процессе деформации, обладают повышенным уровнем свободной энергии по сравнению с исходными структурами, в то время как деформационно-индуцированная нанокристаллизация аморфных фаз [5-7] приводит к более устойчивому с термодинамической точки зрения структурному состоянию. Примечательно, что в подавляющем большинстве случаев пластическая
© Свиридова Е. А., Цветков Т. В., Ткаченко В. М., Лимановский А. И., Саяпин В. Н., Васильев С. В., Ткач В. И., 2021
деформация приводит к повышению прочностных характеристик материалов, хотя природа и механизмы процессов деформационного упрочнения существенно различны в материалах с разными исходными структурными состояниями. Если повышение твердости и прочности нанофазных композитов, образующихся в процессе деформации металлических стекол, связывают с образованием практически бездефектных нанокристаллов [13] или с обогащением остаточной аморфной матрицы [14], то механизмы упрочнения материалов с кристаллической структурой существенно разнообразнее и включают в себя измельчение зеренной структуры, формирование пересыщенных твердых растворов, дисперсионное твердение, повышение степени дефектности и другие факторы [15]. Перечисленные механизмы упрочнения реализуются в процессе деформации относительно равновесных поликристаллических материалов, однако особенности деформационно-индуцированных структурных изменений и их влияние на прочность материалов с метастабильными структурами изучены недостаточно подробно.
Проведенные в работе [12] исследования влияния КВД на структуру быстроохлажденных образцов сплава Al — 1,5 вес. % Zr (Ab^Zro^) показали, что деформация приводит к уменьшению размера зерен алюминиевой матрицы от 10 до 0,1-0,3 мкм, диспергированию частиц включений интерметаллического соединения AbZr от 5 до 1 мкм и увеличению содержания Zr в твердом растворе до 1,2-1,5 вес. %. Отмеченные структурные изменения сопровождались увеличением микротвердости от 650-700 до 1200-1500 МПа, при этом более высокой твердостью обладал образец, в структуре которого, наряду с твердым раствором, присутствовали частицы интерметаллида. Аналогичные эффекты роста насыщенности твердого раствора на основе Al и увеличения микротвердости от 1,5 до 2,1 ГПа наблюдались в быстроохлажденных образцах многокомпонентного сплава Al95,iCr2,5Moi,4Tio,4Zro,3Vo,3, деформированных методом КВД [7]. Проведенный в этой работе рентгенографический анализ показал, что деформация (1 оборот) приводит к уменьшению размеров зерен кристаллов Al от 66 ± 5 до 50 ± 2 нм и к трехкратному увеличению микронапряжений (от 1,2-10-3 до 3,7-10-3). Представлялось интересным сравнить описанные выше деформационно-индуцированные изменения структуры и свойств на других материалах и при расширенных режимах деформации.
Для решения этих проблем в настоящей работе было исследовано влияние режимов консолидации методом КВД на структуру и твердость быстроохлажденных лент сплава Al95,sMn3,sFeo,4 (91,8 Al + 7,4 Mn + o,8 Fe (вес. %)). Сплав Al95,sMn3,sFeo,4 относится к классу комплексно легированных растворимыми (Mn) и нерастворимыми (Fe) переходными металлами и представляет существенный практический интерес [16]. Ленты этого сплава, полученные методом спиннингования расплава на воздухе, имели ширину 7 мм и толщину 50-60 мкм в центральной части и 40-50 мкм на краях.
Консолидация пакетов, состоящих из двух лент сплава Al95,8Mn3,8Feo,4, проводилась неограниченным методом кручения [17] со скоростью 1 об/мин между наковальнями диаметром 5 мм. Величина давления в этих экспериментах составляла 2 и 4 ГПа, а число оборотов 1, 2 и 4. Микротвердость Hц консолидированных дисков диаметром 5 мм измерялась на стандартном микротвердомере ПМТ-3 под нагрузкой 0,49 Н. С учетом неоднородного характера распределения деформаций в методе КВД [2, 17] измерения проводили вдоль диаметров дисков через 0,25 мм, а полученные результаты усреднялись.
Структура образцов в исходном и деформированном состояниях исследовалась рентгенографически с помощью стандартного автоматизированного дифрактометра ДРОН-3М в фильтрованном CoK излучении. Дифрактограммы образцов, характеризующие фазовый состав, снимались в дискретном режиме с шагом 0,1°, а профили отдельных линий — с шагом 0,02° и 0,05°. Структурное состояние образцов характеризовалось средними размерами когерентно рассеивающих областей <D> и величиной микронапряжений <е2>12. Для определения значений этих параметров в работе использовался метод аппроксимации [18], в котором учитывались особенности условий съемки. На первом этапе анализа экспериментально измеренные профили всех линий (111), (200), (220), (311), (222) и (400) эталонного образца чистого Al обрабатывались по следующей схеме.
Предварительно проведенный анализ показал, что после корректировки на поляризацию — деления интенсивности на поляризационный множитель
1 + cos2 (20) K (0) =-. . / / .
V ' 4sin2 (0) cos (0)
и вычитания фона профили рефлексов ^(9), состоящие из спектральных линий Kai и Ка2, хорошо аппроксимируются функциями Гаусса, т. е.
G (0 - 9Ш; A ,ß ) = ^ exp
( n(20-20ш
ß2
J G (0 - 0c )d0 = A
где в — интегральная ширина функции Гаусса, Лш — интегральная интенсивность рефлекса Ьк1, 0 — его угловое положение. Угловое положение рефлекса от линии Ка2 связано с положением рефлекса для линии Ка1 следующим соотношением
nhM
0Ка2 = arCSln
^sin ( 0 К )| (2)
V k Kal )
Принимая соотношение интегральных амплитуд для линий Ka и Ка2 равным 1:2, получим аппроксимирующую функцию для рефлекса (hkl) эталона в виде:
К = G(0 - 0KI1; a,ßKli) + G (0 - 0«; A,ß" | (3)
Угловое положение рефлекса корректировалось с учетом возможного смещения плоскости образца As от оси гониометра в виде [18]:
Д20 = -2^ cos (0) [inrad], (4)
где R — радиус гониометра, а уточняемый параметр в процессе подгонки, 2As/R, для использованного в работе эталона составил 0,00110735.
Хорошее совпадение расчетных профилей с экспериментальными (рис. 1) для профилей первого (111) и последнего (400) рефлексов на дифрактограмме эталона, а также значение постоянной решетки 4,0510(3), практически совпадающее со справочным [19], свидетельствует о корректном выборе аппроксимирующей функции. Расчеты показали, что интегральная ширина Kai и Ka2 рефлексов эталона возрастает с увеличением угла рассеяния от (4,34 ± 0,02) 10-5 и (3,93 ± 0,02) 10-5 рад для рефлекса (111) и (5,52 ± 0,05) 10-5 и (5,61 ± 0,08) 10-5 рад для рефлекса (400) соответственно.
29, deg. 29, deg.
Рис. 1. Профили рентгеновских линий Al (111) (a) и (400) (б):
1 — эталон; 2 — быстроохлажденная лента сплава Al95,8Mn3,8Feo,4; 3, 4 — двухслойные образцы лент сплава Al95 8Mn3,8Feo,4, консолидированные по режимам 2 ГПа один оборот и 4 ГПа четыре оборота соответственно; точки — экспериментально измеренные интенсивности, линии — аппроксимация
Для оценки параметров тонкой структуры (размеров когерентно рассеивающих областей (о.к.р.) и микронапряжений) лент сплава Al95,8Mn3,8Feo,4 в исходном и деформированном состояниях использовалась описанная выше методика оценки ширины линий с учетом того, что интегральная ширина рефлексов в является функцией микроструктуры. При описании профилей рефлексов образца и эталона функциями Гаусса в предположении, что физический профиль линии (intrinsic) является
сверткой (конволюцией) профилей, обусловленных микронапряжениями (ßs) и размерами о.к.р. (ßo), интегральная ширина измеренной линии образца для Ка1 представима в виде [1]:
ßL=(ß а1 )2)2+(ßoi )2
ßf = 4е tg (e„i ) ; (е2)К = JL (5)
ч
па^ Ла1_
Р° " D cos (0ai ) '
где 9а1 — положение рефлекса Ка1, <D> — средний размер о.к.р., <s2>1/2 — среднеквадратичное микронапряжение (mean square strain). Ввиду того что постоянные решетки твердого раствора в лентах сплава Al95,8Mn3,8Fe0,4 в исходном и деформированном состояниях близки к постоянной решетке чистого Al, в качестве инструментального уширения ßins брались определенные выше значения интегральной ширины соответствующих рефлексов эталона.
Для интегральных ширин рефлексов, связанных со спектральной линией излучения Ка2, использовалось выражение, аналогичное (5), в котором угол дифракции 9а2 задавался согласно выражению (2). Таким образом, число подгоночных параметров для одного рефлекса, являющегося суперпозицией отражений спектральных линий а1 и а2, составляет 5 : это интегральная интенсивность для спектральной линии а1, положение линии по а1, размер о.к.р., микронапряжение и корректировка 2As/R (общая для всех рефлексов).
Для анализа микроструктуры образцов сплава Al95,8Mn3,8Fe0,4 использовались линии (111), (200), (222) и (400). В таком случае общее число подгоночных параметров составляло одиннадцать — четыре интегральных амплитуды, четыре положения рефлексов, общее для всех рефлексов микронапряжение, размер блока и корректировочный параметр 2As/R. Качество подгонки рефлексов образцов с использованием аппроксимирующей функции Гаусса иллюстрируется на рис. 1 для дисков сплава Al95,8Mn3,8Fe0,4, а параметры тонкой структуры, полученные такой подгонкой, представлены в таблице.
Структура и микротвердость ленты сплава Al95,8Mnз,8Feo,4 в исходном и деформированном состояниях
Параметры/состояние Исходное 2 ГПа / 1 об. 4 ГПа / 1 об. 4 ГПа / 4 об.
Постоянная решетки a, Â 4,0322±0,0003 4,0425±0,0007 4,0451±0,0008 4,0316±0,0004
Размер блоков (зерен) <D>, nm > 2000 52±6 58±6 49± 3
Микронапряжения <е2>12 (7,2±0,2) 10-4 (4,0±0,1) 10-3 (3,6±0,1) 10-3 (3,5±0,1) 10-3
Микротвердость Hц, МПа 1230±190 2070±100 2100±50 2680±710
Как видно из результатов (см. табл.), постоянная г.ц.к. решетки быстроохлажденной ленты сплава ^95^3^0,4 заметно ниже, чем Al эталона, что свидетельствует о формировании твердого раствора, вероятнее всего, Mn в Al [16]. Оцененное по приведенной в этой монографии концентрационной зависимости постоянной решетки содержание Mn составляет приблизительно 4,5 вес. %, что существенно выше предела равновесной растворимости (1,4 вес. %) [20]. Несмотря на то, что общее содержание легирующих элементов в сплаве выше 4,5 вес. %, на дифрактограмме быстроохлажденной ленты наблюдаются только линии твердого раствора (рис. 2), что, вероятно, связано с ограниченной чувствительностью метода и/или дисперсным характером включений интерметаллических фаз. Кручение на 1 оборот под давлением 2 и 4 ГПа приводит к существенному диспергированию структуры и увеличению уровня микронапряжений, а также к увеличению постоянной решетки (табл.), значения которых соответствуют снижению насыщенности твердого раствора до ~ 2 и 1,5 вес. % соответственно. Структурные характеристики этих образцов близки, что указывает на слабое влияние давления в методе КВД, а их изменения приводят к повышению микротвердости приблизительно в 1,7 раза по сравнению с исходным состоянием (табл., рис. 3). Кроме того, на дифрактограммах деформированных образцов появляются слабые дополнительные рефлексы (рис. 2), что обусловлено снижением насыщенности твердого раствора.
Однако увеличение степени деформации (вращение на 4 оборота при 4 ГПа) не только не снижает насыщенность твердого раствора, но даже несколько ее повышает (до 5 вес. %), хотя и не оказывает
существенного влияния на размеры о.к.р. и уровень микронапряжений. Тем не менее микротвердость на периферии сильно деформированных по этому режиму дисков (рис. 3) и ее среднее значение существенно возрастают (табл.). Отметим, что микротвердость дисков сплава Al95,8Mnз,8Feo,4, подвергнутых кручению на один оборот, практически совпадает с Нц дисков сложнолегированного сплава АЬ5лСг2,5Мо14гПо^го,зУо,з, деформированных по аналогичным режимам [7].
го
"со с
Si
с
........i L . . i 3 А
А... . ^ 1 2 ... JV;
. ...„I
.........
40 50 60 2в, deg.
70
3.5
3.0
2.5
Q_ О
1 2.0
1.5
-4-2 0 2 Distance, mm
Рис. 2. Дифрактограммы лент сплава Л195,8Мпз,8рео,4 (1) в исходном (быстроохлажденном) состоянии и двухслойных дисков, консолидированных методом КВД (1 оборот под давлением 2 ГПа (2) и 4 оборота под давлением 4 ГПа (3))
Рис. 3. Вариации микротвердости по диаметру двухслойных дисков из лент сплава Л195,8Мп3,8ре0,4, консолидированных методом КВД: 1 оборот под давлением 2 ГПа (•), 1 оборот под давлением 4 ГПа (▲) и 4 оборота под давлением 4 ГПа (▼). Сплошная линия — твердость исходной ленты
4
Таким образом, проведенные в настоящей работе исследования показали, что деформация в процессе консолидации ленточных образцов методом КВД приводит к существенным изменениям структуры быстроохлажденных лент сплава Al95,sMn3,sFe0,4. С использованием полнопрофильной подгонки дифракционных максимумов методом аппроксимации функцией Гаусса были определены изменения постоянной решетки твердых растворов, размеры областей когерентного рассеяния и уровень микронапряжений. Установлено, что увеличение степени деформации приводит к измельчению о.к.р. и росту микронапряжений, в то время как изменение давления оказывает более слабое влияние. Показано, что в зависимости от степени деформации насыщенность пересыщенного твердого раствора Mn в Al сначала снижается (от 4,4 до 1,5-2,0 вес. %), а затем возрастает до ~ 5 вес. %. Совокупность деформационно-индуцированных структурных изменений приводит к увеличению микротвердости до 2680 МПа, что в 2,2 раза превышает твердость быстроохлажденной ленты и свидетельствует о перспективности использования исследованного тройного сплава для разработки высокопрочных слоистых композитных материалов из сплавов на основе алюминия.
Список источников
3. Valiev R. Z., Islamgaliev R. K., Alexandrov I. V. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation // Progr. Mater. Sci. 2000. Vol. 45. P. 103-189.
5. Zhilyaev A. P., Langdon T. G. Using high-pressure torsion for metal processing: Fundamental and applications // Progr. Mater. Sci. 2008. Vol. 53. P. 893-979.
6. Structural impact on the Hall-Petch relationship in an Al-5Mg alloy processed by high-pressure torsion / P. Bazarnik et al. // Mater. Sci. Eng. A. 2015. Vol. 626. P. 9-15.
7. Mechanical behavior and microstructure properties of titanium powder consolidated by high-pressure torsion / A. P. Zhilyaev [et al.] // Mater. Sci. Eng. A. 2017. Vol. 688. P. 498-504.
8. Nanostructured bulk Al90Fe5Nd5 prepared by cold consolidation of gas atomized powder using severe plastic deformation / A. R. Yavari [et al.] // Scripta Mater. 2002. Vol. 46. P. 711-716.
9. Deformation-induced crystallization in amorphous Al§5Ni10La5 alloy / J. Vierke et al. // J. Alloys Compds. 2010. Vol. 493. P. 683-691.
10. Структура и механические свойства композитных аморфно-кристаллических материалов на основе алюминия, синтезированных кручением под высоким давлением / Е. А. Свиридова [и др.] // Труды Кольского научного центра РАН. Химия и материаловедение. 2020. Т. 11, Вып. 4. С. 156-162.
11. A magnesium-aluminium composite produced by high-pressure / M. M. Castro [et al.] // J. Alloys Compds. 2019. Vol. 804. P. 421-426.
12. Mechanical bonding of aluminum hybrid alloy systems through high-pressure torsion / M. Kawasaki [et al.] // Adv. Eng. Mater. 2019. Art. 1900483. 9 p.
13. Chen H. S. Stored energy in a coldrolled metallic glass // Appl. Phys. Lett. 1976. Vol. 29. P. 328-330.
14. Microstructure of aluminum-iron alloys subjected to severe plastic deformation / O. N. Senkov [et al.] // Scr. Mater. 1998. Vol. 38, No. 10. P. 843-848.
15. Formation of nanostructure in rapidly solidified Al-Zr alloy by severe plastic deformation / I. G. Brodova [et al.] // Scr. Mater. 2001. Vol. 44. P. 1761-1764.
16. Kim H. S. Hardening behaviour of partially crystallised amorphous Al alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2001. Vol. 304-306. P. 327-331.
17. Greer A. L. Partially or fully devitrified alloys for mechanical properties // Mater. Sci. Eng. A. 2001. Vol. 304-306. P. 68-72.
18. Трефилов В. И., Мильман Ю. В., Фирстов С. А. Физические основы прочности тугоплавких материалов. Киев: Наукова думка, 1975. 270 с.
19. Добаткин В. И., Елагин В. И., Федоров В. М. Быстрозакристаллизованные алюминиевые сплавы. М.: ВИЛС, 1995. 341 с.
20. Consolidation of nanometer sized powders using severe plastic torsional straining / I. V. Alexandrov [et al.] // Nanostruct. Mater. 1998. Vol. 10. P. 45-54.
21. Горелик С. С., Скаков Ю. А., Расторгуев Л. Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: МИСИС, 2002. 360 с.
22. Свойства элементов: справочник / под ред. Г. В. Самсонова. М.: Металлургия, 1976. Ч. 1. 600 с.
23. Massalski T. B. Binary alloy phase diagrams / American Society for Metals, Metals Park, OH. 1986.
References
1. Valiev R. Z., Islamgaliev R. K., Alexandrov I. V. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation. Progr. Mater. Sci., 2000, Vol. 45, рр. 103-189.
24. Zhilyaev A. P., Langdon T. G. Using high-pressure torsion for metal processing: Fundamental and applications. Progr. Mater. Sci., 2008, Vol. 53, рр. 893-979.
25. Bazarnik P. et al. Structural impact on the Hall-Petch relationship in an Al-5Mg alloy processed by high-pressure torsion. Mater. Sci. Eng. A., 2015, Vol. 626, рр. 9-15.
26. Zhilyaev A. P. et al. Mechanical behavior and microstructure properties of titanium powder consolidated by high-pressure torsion. Mater. Sci. Eng. A., 2017, Vol. 688, рр. 498-504.
27. Yavari A. R. et al. Nanostructured bulk Al90Fe5Nd5 prepared by cold consolidation of gas atomized powder using severe plastic deformation. Scripta Mater., 2002, Vol. 46, P. 711-716.
28. Vierke J. et al. Deformation-induced crystallization in amorphous Al§5Ni10La5 alloy. J. Alloys Compds., 2010, Vol. 493, рр. 683-691.
29. Sviridova E. A., Burhoveckij V. V., Cvetkov T. V., Parfenij V. I., Tkachenko V. M., Vasil'ev S. V., Tkach V. I. Struktura i mekhanicheskie svojstva kompozitnyh amorfno-kristallicheskih materialov na osnove alyuminiya, sintezirovannyh krucheniem pod vysokim davleniem. [Structure and mechanical properties of composite amorphous-crystalline materials based on aluminum synthesized by torsion under high pressure]. Trudy Kol'skogo nauchnogo centra RAN. Himiya i materialovedenie [Proceedings of the Kola Scientific Center of the Russian Academy of Sciences. Chemistry and Materials Science], 2020, Vol. 11, №. 4, рр. 156-162. (In Russ.).
30. Castro M. M. et al. A magnesium-aluminium composite produced by high-pressure. J. Alloys Compds., 2019, Vol. 804, рр. 421-426.
31. Kawasaki M. et al. Mechanical bonding of aluminum hybrid alloy systems through high-pressure torsion. Adv. Eng. Mater., 2019, Art. 1900483, 9 p.
32. Chen H. S. Stored energy in a coldrolled metallic glass. Appl. Phys. Lett., 1976, Vol. 29, рр. 328-330.
33. Senkov O. N. et al. Microstructure of aluminum-iron alloys subjected to severe plastic deformation. Scr. Mater., 1998, Vol. 38, No. 10, рр. 843-848.
34. Brodova I. G. et al. Formation of nanostructure in rapidly solidified Al-Zr alloy by severe plastic deformation. Scr. Mater., 2001, Vol. 44, рр. 1761-1764.
35. Kim H. S. Hardening behaviour of partially crystallised amorphous Al alloys. Mater. Sci. Eng. A., 2001, Vol. 304-306, рр. 327-331.
36. Greer A. L. Partially or fully devitrified alloys for mechanical properties. Mater. Sci. Eng. A., 2001, Vol. 304-306,рр.68-72.
37. Trefilov V. I., Mil'man Yu. V., Firstov S. A. Fizicheskie osnovy prochnosti tugoplavkih materialov [Physical foundations of the strength of refractory materials]. Kiev, Naukova dumka, 1975, 270 р.
38. Dobatkin V. I., Elagin V. I., Fedorov V. M. Bystrozakristallizovannye alyuminievye splavy [Rapidly Crystallized aluminum alloys]. Moskva, VILS, 1995, 341 р.
39. Alexandrov I. V. et al. Consolidation of nanometer sized powders using severe plastic torsional straining. Nanostruct. Mater., 1998, Vol. 10, рр. 45-54.
40. Gorelik S. S., Skakov Yu. A., Rastorguev L. N. Rentgenograficheskij i elektronno-opticheskij analiz [Radiographic and electron-optical analysis]. Moskva, MISIS, 2002, 360 р.
41. Svojstva elementov [Properties of elements]. Moskva, Metallurgiya, 1976, 600 р.
42. Massalski T. B. Binary alloy phase diagrams. American Society for Metals, Metals Park, OH, 1986.
Сведения об авторах
Екатерина Антоновна Свиридова — кандидат физико-математических наук, [email protected]; Тимур Валентинович Цветков — ведущий инженер, [email protected]; Виктор Михайлович Ткаченко — кандидат физико-математических наук, [email protected]; Александр Иванович Лимановский — кандидат физико-математических наук, [email protected]; Саяпин Валерий Николаевич — инженер, [email protected];
Васильев Сергей Владимирович — кандидат физико-математических наук, [email protected]; Ткач Виктор Иванович — доктор физико-математических наук, [email protected].
Information about the authors
Kateryna A. Svyrydova — PhD (Physics & Mathematics), , [email protected] Timur V. Tsvetkov — Leading Engineer, [email protected] Viktor M. Tkachenko — PhD (Physics & Mathematics), [email protected] Aleksandr I. Limanovskii — PhD (Phys. & Math.), [email protected] Valeriy N. Sayapin — Engineer, [email protected] Sergey V. Vasiliev — PhD (Physics & Mathematics), [email protected] Victor I. Tkatch — Dr. Sc. (Physics & Mathematics), [email protected]
Статья поступила в редакцию 20.03.2021; одобрена после рецензирования 01.04.2021; принята к публикации 05.04.2021. The article was submitted 20.03.2021; approved after reviewing 01.04.2021; accepted for publication 05.04.2021.
