CC BY
69
УДК 539.378.6, 539.214.9
И.Г. Бродова, А.Н. Петрова
СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ В АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВАХ ПРИ ВЗРЫВНОЙ ДЕФОРМАЦИИ
I.G. Brodova, A.N. Petrova
Institute of Metal Physics, Ural Division of the Russian Academy of Sciences.
18 Sofia Kovalevskaya St., Еkaterinburg, 620219, Russia
STRUCTURE FORMATION IN ALUMINUM ALLOYS UNDER EXPLOSIVE DEFORMATION
В статье рассмотрены особенности формирования ультрамикрокристаллических (УМК-) структур в алюминиевых сплавах с различной энергией дефектов упаковки при динамическом канально-угловом прессовании (ДКУП) со скоростью деформации 104 — 105 с-1. Изложены результаты исследования термомеханического поведения УМК-сплавов АМц и В95, полученных методом ДКУП, в процессе динамического сжатия по методике Гопкинсона — Кольского.
ФРАГМЕНТАЦИЯ, ДИНАМИЧЕСКАЯ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ, АЛЮМИНИЕВЫЙ СПЛАВ, ИНТЕНСИВНАЯ ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ.
Some features of ultrafine-grained (UFG) structures formation in aluminum alloys with various energy of stacking imperfections, under dynamic equal-angular pressing (DCAP) at the strain rate of 104 — 105 s—1 have been considered. Results of investigation of thermodynamical behavior of UFG alloys AMts and V95 during dynamic compression tests using Hopkinson — Kolsky bar were reported.
FRAGMENTATION, DYNAMIC RECRYSTALLIZATION, ALUMINUM ALLOY, SEVERE PLASTIC DEFORMATION.
Сплавы на основе алюминия являются важными и широко применяемыми материалами во многих отраслях промышленности. Благодаря большому разнообразию составов, известных к настоящему времени, эти материалы обладают очень широким комплексом физических и механических характеристик. Однако для сохранения лидирующих позиций в разряде перспективных материалов для наиболее востребованных к настоящему времени отраслей промышленности — авиационной, космической, автомобильной и других требуется постоянное совершенствование способов получения и обработки сплавов. В последние годы широкое применение получили методы, основанные на воздействии больших пластических деформаций, которые позволяют резко измельчать структуру металлов и сплавов, а также регулировать их свойства. Прове-
денные к настоящему времени экспериментальные и теоретические исследования деформационного поведения металлов и сплавов наглядно продемонстрировали положительную роль такого подхода [1 — 6]. Судя по многочисленным публикациям, одним из наиболее распространенных способов формирования ультрамикрокристаллического (УМК-) состояния в алюминиевых сплавах является способ равноканального углового прессования (РКУП), с помощью которого удалось значительно повысить важные эксплуатационные свойства этих материалов, такие, как прочность, пластичность, жаростойкость, вязкость разрушения [3 — 6]. Несмотря на это, использование такой технологии для получения массивных заготовок малопроизводительно из-за низких скоростей деформации, необходимости большого количества циклов прессования,
ограничений, связанных с конструкцией оснастки. С целью дальнейшего совершенствования способов создания ультрамикро-(УМК-) и нано-кристаллических (НК-) материалов в Российском федеральном ядерном центре — Всероссийском НИИ технической физики им. акад. Е.И. Забаба-хина (РФЯЦ — ВНИИТФ), на основе схемы РКУП разработан способ динамического канально-углового прессования (ДКУП), использующий в качестве источника внешней нагрузки энергию пороховых газов; это обеспечило повышение скорости деформации на 4 — 5 порядков (104 — 105 с-1), по сравнению с РКУП [7]. Для выяснения закономерностей структурообразования при таком методе высокоскоростной деформации, в Институте физики металлов Уральского отделения РАН (ИФМ УрО РАН) вместе с сотрудниками РФЯЦ—ВНИИТФ (Е.В. Шорохов, П.А. Насонов, И.Н. Жги-лёв), проведен цикл работ по исследованию влияния физических параметров ДКУП на структурно-фазовые превращения в алюминиевых сплавах и на их свойства. К началу постановки опытов отсутствовали какие-либо экспериментальные данные о комплексном воздействии импульсного давления и простого сдвига на структуроо-бразование в алюминиевых сплавах, поэтому проведение данных исследований было актуальным и важным для дальнейшего совершенствования новой технологии.
Материалы и методы исследования
При выборе материалов для исследования ставилась следующая цель: сравнить деформационное поведение алюминиевых сплавов с разной подвижностью дислокационного ансамбля в условиях одних и тех же нагружений, поэтому были подвергнуты деформациям сразу несколько материалов. Среди них были алюминий технической чистоты марки А7, сплав АМц системы А1-Мп со слабым твердорастворным упрочнением и сплав В95 системы А1-2п-М§-0и с сильным твердорастворным и дисперсионным упрочнением. Химический состав и специальная термическая обработка выбранных материалов (низкотемпературный отжиг для сплава АМц и высокотемпературный гетерогенизирующий отжиг для сплава В95)
обеспечили разную степень легированности алюминиевого твердого раствора, характер распределения вторичных фаз и твердость (табл. 1).
Учитывая, что на подвижность ансамбля дислокаций оказывает влияние не только величина энергии дефекта упаковки (которая понижается при легировании алюминиевого твердого раствора), но и наличие дисперсных интерметаллидов, можно условно считать, что сплав АМц является материалом, в котором процессы дислокационной перестройки облегчены, а сплав В95 — материалом с более низкой подвижностью дислокационного ансамбля.
Исходными заготовками для деформирования материалов служили прутки диаметром 14 и 30 мм с крупнокристаллической (КК-) субзеренной структурой (средний размер субзерен — 2 мкм). При динамическом прессовании использовали матрицы с каналами, пересекающимися под углом 90 Начальную скорость движения образца в матрице (V) задавали массой порохового заряда и варьировали от 50 до 300 м/с, число циклов N изменяли от 1 до 4, повторные циклы осуществляли по маршруту B.
Структурные особенности материалов исследовали с помощью микроскопа Neophot-32, электронных просвечивающих микроскопов (ПЭМ) JEM-200CX и Philips CM30, сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) с использованием энергодисперсионного микроанализа и дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD) QUANTA-200. Методом рентгеноструктур-ного анализа (РСА) определяли фазовый состав материалов, уровень микроискажений кристаллической решетки, параметр кристаллической решетки алюминия. РСА проводили на дифрактометре ДРОН-3 в ^Г-излучении кобальта. Обработку дифрак-тограмм и расчеты проводили с помощью программ Outset и Profile. Твердость материалов определяли по Бринеллю (HB) и на приборе ПМТ-3.
Результаты и их обсуждение
Изучение структуры материалов после ДКУП проводили на двух масштабных уровнях (макро- и микроскопическом). На макроуровне в продольном сечении
Таблица 1
Характеристики исследованных материалов
Марка слава Химический состав, масс.% Термообработка А1-твердый раствор (результаты РСА) НВ, ед. Подвижность дислокаций (условно)
А7 А1 не менее 99,7 Не проводилась Однофазный 15 Высокая
Бе до 0,16
81 до 0,15
АМц (А3003) А1 96,9 - 97,6 Низкотемпературный отжиг Слаболегированный, однофазный 30 Средняя
Мп 1,0 - 1,5
7п 0,1
Си 0,05 - 0,20
81 0,6
Бе 0,7
В95 (А7075) А1 7п 87,0 - 90,6 5,0 - 7,0 Гетеро-генизирующий отжиг Пересыщенный, дисперсоиды тугоплавких металлов + упрочняющая фаза MgZn2 68 Низкая
Mg 1,8 - 2,8
Си 1,4 - 2,0
81 0,5
Бе 0,5
Сг 0,25
Обозначение: НВ — твердость по Бринеллю
образцов всех составов наблюдали полосовую структуру с ламинарным или вихревым пластическим течением материала. С ростом скорости деформации и числа циклов прессования макрополосы разбиваются поперечными границами на фрагменты микронных размеров. Согласно электронно-микроскопическим исследованиям, сценарий формирования структуры на мезоуровне более разнообразен и зависит от состава сплава.
Ниже представлены экспериментальные данные об особенностях формирования тонкой структуры в каждом конкретном сплаве.
Методами электронной микроскопии установлено, что наибольшее влияние на процесс измельчения структуры в сплаве со слабым твердорастворным упрочнением оказывают скорость движения образца V и величина накопленной деформации, определяемая числом циклов прессования. При увеличении V от 50 — 80 до 150 м/с и при N = 1 — 4 происходит постепенный переход от ячеистой деформированной субзеренной
структуры с малоугловыми дислокационными границами к неравновесной фрагмен-тированной, с высокой плотностью решеточных дислокаций внутри фрагментов (по данным РСА, рд = 2,8* 1014 м-2) (рис. 1, а). Таким структурам соответствуют электрон-нограммы с азимутально размытыми и точечными рефлексами, равномерно расположенными на концентрических окружностях.
Дальнейшее изменение структуры наблюдается при увеличении скорости до 300 м/с. При N = 1 внутри зерен еще сохраняется высокая плотность дислокаций, наблюдается неравномерный дифракционный контраст, свидетельствующий о высоком уровне внутренних напряжений, и широкие «размытые» границы. С ростом числа циклов до четырех внутри фрагментов сокращается количество решеточных дислокаций, кристаллиты приобретают более равноосную форму, границы выявляются на ПЭМ-изображениях более четко (рис. 1, б). Согласно анализу структуры с помощью дифракции обратно рассеянных электро-
нов, количество кристаллитов с большеу-гловыми границами составляет 63 % при среднем угле разориентировки 20°. По рентгеноструктурным данным об уменьшении микродеформации решетки матрицы и по морфологическим признакам УМК-структуры можно считать, что она сформировалась в процессе деформации механизмом динамической рекристаллизации. Данный вывод подтверждается сравнением гистограмм распределения кристаллитов по размерам в образцах после одного и четырех циклов при V = 300 м/с. При неизменном среднем размере, составляющем 600 — 650 нм, после многократного прессования количество кристаллитов с размером менее 300 нм уменьшается, и одновременно растет число крупных кристаллитов размером более 700 нм. Такое распределение является бимодальным, что характерно для структур после динамической рекристаллизации.
Таким образом, формирование УМК-структуры при ДКУП в сплаве АМц осуществляется двумя механизмами релак-
а) б)
сации упругой энергии: фрагментацией и динамической рекристаллизацией. Переход ко второму механизму наблюдается только при многократном прессовании со скоростью не менее 300 м/с.
В сплаве В95 уже после однократного ДКУП с V = 120 — 150 м/с формируется зеренно-субзеренная УМК-структура, с высокой плотностью решеточных дислокаций и размытыми неравновесными границами. После двукратного прессования по маршруту Вс структурно-фазовое состояние становится еще более неравновесным, формируется высокоразориентированная структура, состоящая в основном из кристаллитов, разделенных большеугловыми неравновесными границами (рис. 1, в), внутри кристаллитов наблюдаются скопления дислокаций высокой плотности (до 1015 м-2). Средний размер кристаллитов не изменяется и составляет 200 нм, однако увеличение циклов прессования до двух приводит к росту объемной доли п кристаллитов, имеющих размер Б менее 100 нм (рис. 1, г).
Полученные данные о деформационном
200 400 600 800
D, НМ
Рис. 1. Структура деформированных сплавов (ПЭМ): а — сплав АМц, V = 150 м/с, N = 1; б — сплав АМц, V = 300 м/с, N = 4; в — сплав В95, V = 150 м/с, N = 2; г — распределение кристаллитов по размерам в сплаве В95, V = 150 м/с, N = 2
поведении алюминиевых сплавов в процессе ДКУП свидетельствуют о возможности получения широкого спектра структур и свойств этих материалов. Чем выше подвижность дислокаций в сплаве, тем при меньшей степени деформации идут процессы динамической рекристаллизации. В техническом алюминии, обладающем самой высокой подвижностью дислокационного ансамбля, начало динамической рекристаллизации наблюдается уже при низкой скорости (V = 100 м/с) и N = 1, а после второго цикла прессования и значении V = 200 м/с образуется полностью рекри-сталлизованная структура. В слаболегированном сплаве АМц, за счет некоторого снижения энергии дефекта упаковки, процессы динамического возврата активизируются с ростом интенсивности деформации (^ = 4, V = 300 м/с). Механизмом формирования УМК-структуры в многофазном сплаве В95 при ДКУП является фрагментация, и признаков релаксационных процессов не наблюдается.
Еще одной отличительной чертой сплавов, полученных методом ДКУП, являются высокие значения твердости. Для них не выполняется существующее для крупнокристаллических аналогов эмпирическое соотношение
Н = 3о ,
д т'
где Нд — твердость; от — предел текучести.
Прирост средних значений твердости сплавов по Бринеллю (НВ) после высокоскоростного деформирования зависит от типа УМК-структуры и составляет для фрагментированной структуры 700 МПа, а для рекристаллизованной - 400 МПа. Абсолютные максимальные значения твердости, достигнутые в сплаве В95 — выше, чем в сплаве АМц, за счет более легированной матрицы сплава и твердорастворно-го упрочнения. Следует учесть, что в процессе ДКУП фазовые превращения пройти не успевают, а для сформированной УМК-структуры размером 200 - 600 нм характерен высокий уровень внутренних напряжений; в связи с этим основные вклады в общее упрочнение материалов вносят такие слагаемые, как зернограничное и субструктурное упрочнения.
В результате анализа уровня механи-
ческих характеристик при испытаниях на растяжение ультрамикрокристаллических алюминиевых сплавов после ДКУП были установлены те же закономерности, что и для материалов, полученных РКУП. К ним можно отнести следующие:
рост предела текучести (он варьировался в зависимости от типа структуры, сформированной при ДКУП);
уменьшение протяженности стадии деформационного упрочнения;
снижение коэффициента упрочнения на стадии пластического течения [13].
Ввиду того, что прототипом динамического прессования является метод РКУП, очевидно, что структура и свойства сплавов после ДКУП и РКУП имеют много общего. Здесь же необходимо подчеркнуть, что РКУП очень широко применяется и хорошо изучено в настоящее время для получения УМК- и НК-материалов и сплавов, в том числе и сплавов на основе алюминия [4, 8 — 10]. Сопоставление имеющихся в литературе результатов по квазистатическому деформированию (РКУП) алюминиевых сплавов и впервые полученных авторами настоящей работы данных по динамическому прессованию (ДКУП) [13, 14] позволили выделить наиболее явные признаки различия этих двух методов (табл. 2).
Из приведенных данных табл. 2 следует, что важные различия этих двух технологических методов проявляются в более эффективном измельчении структуры и большей степени упрочнения материала динамическим прессованием. Опираясь на известные экспериментальные данные, подробно описанные в монографии [11, 12], можно назвать три основных причины указанных различий. Во-первых, высокоскоростная деформация в ударной волне осуществляется при более значительном уровне сдвиговых напряжений. Во-вторых, при высокоинтенсивных методах нагруже-ния меняется динамика движения дислокаций, и они становятся более подвижными. В-третьих, в условиях высокоскоростных и высокоэнергетических воздействий в материалах активизируются дополнительные системы скольжения и увеличивается плотность дислокаций.
При исследовании деформационного поведения конструкционных материалов
Таблица 2
Сравнение методов РКуП и ДКуП
Параметры деформации, структурные характеристики РКУП ДКУП
Скорость деформации, с-1 10- 2 104 - 105
Мода деформации Простой сдвиг (касательные напряжения) Импульс давления (нормальные напряжения) + простой сдвиг (касательные напряжения)
Число циклов прессования для образования УМК- структуры (<500 нм) 6 - 8 1 - 2 Доля БУГ > 50 %
Макротечение материала Ламинарное Ламинарное и турбулентное
Плотность решеточных дислокаций, м-2 1010 - 1012 1014 - 1015
Системы скольжения Октаэдрические плоскости скольжения Октаэдрические + неоктаэдрические плоскости скольжения
важно учитывать изменение термодинамического состояния, которое задается соотношением диссипированной энергии и энергии, накопленной в полях структурных напряжений. В теоретических гипотезах описание явления диссипации в металлах связывают с движением дислокаций и точечных дефектов. Такие модели хорошо описывали поведение материалов при небольших степенях и скоростях деформации. Для описания дефектной структуры наноматериалов, полученных ИПД, была предложена дисклинационно-структурная модель, в которой произвольная граница, обладающая высокой энергией, описывалась как стенка дисклинационных диполей [5]. В последние годы экспериментальные исследования дефектной структуры материалов, полученных ИПД, однозначно доказали, что неравновесное состояние границ зерен и высокий уровень внутренних напряжений обусловлен ансамблем зерногранич-ных дефектов (дислокаций и дисклинаций) [2]. В процессе пластической деформации дефектная структура претерпевает эволюцию, важную роль приобретают коллективные эффекты в ансамбле дислокаций и формируются сложные дефектные структуры на мезоуровне. Очевидно, что создание таких ансамблей сопровождается большими внутренними напряжениями и, как следствие, увеличивает накопление энергии в материале. В результате исследований [15] была решена статистическая задача об эволюции ансамбля мезодефектов и предложе-
но оригинальное разделение пластической деформации на диссипативную и недис-сипативную (конфигурационную) составляющие. В развитие этих работ нами были проведены (совместно с О.А. Плеховым и О.Б. Наймарком, Институт механики сплошных сред (ИМСС УрО РАН)) исследования термомеханического поведения УМК-сплавов АМц и В95, полученных методом ДКУП, в процессе динамического сжатия (со скоростями деформации в диапазоне (4 — 6) • 103 с-1) по методике Гопкин-сона — Кольского. Детально рассмотрен процесс тепловыделения, связанный с эволюцией в процессе динамического сжатия реальной структуры материала. Особенности процессов диссипации и накопления энергии исследованы для материалов с разным размером зерна и типом УМК-структуры.
Методом инфракрасной термографии получены данные об изменении температуры образца в процессе динамического сжатия, что позволило определить долю диссипированной энергии как отношение энергии E2, преобразованной в тепло, к энергии E1, затраченной на деформирование образца: E2 / E1. Энергию, затраченную на деформирование образца, можно рассчитать как
smax
E1 = V0 J СТобр^ ^ 0
где V0 — начальный объем образца; ообр — напряжение в образце; еоб = 1n(h0 / h1) —
деформация образца (к0, к1 — начальная и конечная величины высоты образца).
Энергия, преобразованная в тепло в результате деформирования, рассчитывается как
Е2 = ер¥о ДТ,
где с, р — удельная теплоемкость и плотность материала; Д Т — изменение температуры.
В УМК-сплаве В95 обнаружено существенное увеличение средней температуры, по сравнению с крупнокристаллическим (КК-) сплавом в процессе нагружения. С увеличением степени предварительно накопленной деформации N = 2) диссипа-тивная способность УМК-материала сильно возрастает, при этом доля диссипирован-ной энергии в 1,8 раз превышает соответствующую характеристику для КК-сплава (рис. 2, а). По данным ПЭМ, повышение температуры УМК-образца в процессе сжатия связано с интенсивным процессом релаксации дефектов, а фрагментированная структура преобразуется в структуру динамического возврата и рекристаллизации; при этом снижаются значения микродеформации кристаллической решетки, понижаются плотность дислокаций и твердость сплава (рис. 2, б).
В КК-сплаве В95 при сжатии формируется слаборазориентированная ячеистая субструктура (средний размер ячеек — 300 нм) с высокой плотностью дислокаций. Твер-
дость материала существенно возрастает (рис. 2, б).
В экспериментах по динамическому сжатию УМК-сплава АМЦ были получены аналогичные зависимости диссипативной способности от размера зерна, а также показано, что материал с рекристаллизованной УМК-структурой обладает меньшей дисси-пативной способностью, чем тот же материал с фрагментированной структурой.
В процессе проведения эксперимента по динамическому сжатию УМК-сплава В95 была обнаружена обратная скоростная зависимость динамического предела текучести. Так, при увеличении скорости деформации от 4'103 до 6 • 103 с1 динамический предел текучести снижается на 30 % (рис. 3). Согласно результатам структурных исследований, обнаруженные тенденции изменения механических характеристик с ростом скорости динамического сжатия обусловлены снижением общего количества структурных дефектов и релаксацией напряжений (при этом доля энергии, преобразованной в тепло, повышается на 30 %). Обнаруженную аномалию скоростной зависимости предела текучести можно рассматривать как доказательство проявления механизма зерно-граничного микропроскальзывания и ротационных мод деформации.
На основании проведенных экспериментов по ДКУП алюминиевых сплавов
а) б)
Количество предварительных циклов ДКУП
Рис. 2. Результаты динамического сжатия сплава В95: а — доля диссипированной энергии в процессе сжатия УМК-сплава, скорость деформации — 6 • 103 с1; б — изменение твердости по Бринеллю КК- и УМК-сплавов до (□) и после (■) сжатия
СП
с
5
I .
CL 1= to X
--- —vL-1
1 ] / V
] 1 г ч \
( 1 1 1 ч t
1 \ I
* л
i ; j
Деформация, %
Рис. 3. Деформационные кривые УМК-сплава В95 при сжатии с разной скоростью деформации, с-1: 4« 103 (1) и 6• 103 (2)
важно выделить следующие результаты.
1. Установлено, что измельчение структуры до субмикронного уровня (200 — 600 нм), повышение твердости в 1,5 — 2,0 раза и условного предела текучести в 2,0 — 2,5 раза наблюдаются уже при одном-двух циклах динамического канально-углового прессования со скоростью 104 — 105 с-1.
2. Показано, что типичной для алюминиевых сплавов, деформированных методом ДКУП, является фрагментированная неравновесная структура, которая характеризуется большой плотностью дислокаций (около 1014 — 1015 м-2), преобладанием высокоугловых границ кристаллитов и высоким уровнем внутренних напряжений. Формирование фрагментированной структуры
осуществляется сдвиговым и ротационным механизмами пластической деформации. Повышение скорости деформирования сплавов с высокой подвижностью дислокаций приводит к реализации еще одного механизма релаксации упругой энергии — динамической рекристаллизации по механизму in situ.
3. Обнаружена взаимосвязь между изменением количества структурных дефектов при динамическом сжатии УМК- и КК-алюминиевых сплавов и диссипативной способностью материалов. Установлено повышение доли диссипированной энергии УМК-образцов на 30 — 90 %, по сравнению с крупнокристаллическими аналогами. Изменение диссипативной способности УМК-материалов обусловлено прохождением низкотемпературного динамического возврата в процессе сжатия и регулируется фазовым составом сплавов, масштабом УМК-структуры и механизмами ее образования.
Электронно-микроскопические исследования проведены в Центре коллективного пользования при ИФМ УрО РАН «Испытательный центр нанотехнологий и перспективных материалов».
Работа выполнена по теме «Структура» и при частичной финансовой поддержке Программы Президиума РАН (проект №12-П-2-1009).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986. 224 с.
2. Перевезенцев В.Н., Сарафанов Г.Ф. Фрагментация при пластической деформации металлов. Н. Новгород: Изд-во ННГУ, 2007. 127 с.
3. Глезер А.М., Громов В.Е. Наноматериалы, созданные путем экстремальных воздействий. Новокузнецк: Изд-во «Интер-Кузбасс», 2010. 171 с.
4. Сегал В.М. Развитие обработки материалов интенсивной сдвиговой деформацией // Металлы. 2004. № 1. С. 5—14.
5. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства. М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. 398 с.
6. Носкова Н.И., Мулюков Р.Р. Субмикрокристаллические и нанокристаштические металлы и сплавы. Екатеринбург: Изд-во УрО РАН, 2003. 279 с.
7. шорохов Е.В., Жгилев И.Н., Валиев Р.З.
Способ динамической обработки материалов. Пат. 2283717 Российская Федерация, МПК51 B 21 J 5/04, B 21 C 23/18, C 21 D 7/ 02.; заявитель и патентообладатель Шорохов Е.В., Жгилев И.Н., Валиев Р.З. № 2004131484/02; заявл. 28.10.04; опубл. 27.04.06. Бюл. № 26. 64 с.
8. Valiev R.Z., Korznikov A.V., Mulyukov R.R. Structure and properties of ultrafine-grained materials produced by severe plastic deformation // Materials Science and Engineering A. 1993. Vol. 168. No. 2. P. 141—148.
9. Iwahashi Y., Horita Z., Nemoto M., Langdon G. The process of grain refinement in equal-channel angular pressing // Acta Materialia. 1998. Vol. 46. Iss. 9. P. 3317 — 3331.
10. Валиев Р.З., Еникеев Н.А., Мураш-кин М.Ю., Александров С.Е., Гольдштейн Р.В. Сверхпрочность ультрамелкозернистых алюминиевых сплавов, полученных интенсивной пла-
стической деформацией // Доклады Академии Наук. Техническая физика. 2010. Т. 432. № 6. С. 757 - 760.
11. Фортов В.Е. Экстремальные состояния вещества. М.: Физматлит, 2009. 303с.
12. Мейерс М.Л., Мурр Л.Е. Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов. М: Металлургия, 1984. С. 121 -151.
13. Brodova I.G., Shorokhov E.V., Petrova A.N., Shiiinkina I.G., Minaev I.V., Zhgilev I.N., Abramov A.V. Fragmentation of the structure in Al-based alloys upon high speed effect // Reviews on Advanced Materials Science. 2010. № 25. P. 128 - 135.
14. Бродова И.Г., Петрова А.Н., Ширинки-на И.Г. Сравнение формирования структуры алюминиевых сплавов при большой и интенсивной пластической деформации // Известия РАН. Сер. физическая. 2012. Т. 76. № 11. С. 1378 -1383.
15. Наймарк О.Б., Баяндин Ю.В., Леонтьев В.А., Пантелеев И.А., Плехов О.А. Структурно-скейлинговые переходы и некоторые термодинамические и кинетические эффекты в материалах в объемном субмикро-(нано-)кристаллическом состоянии // Физическая мезомеханика. 2009. Т. 12. № 4. С. 47 - 61.
REFERENCES
1. Rybin V.V. Bol'shie plasticheskie deformatsii i razrushenie metallov. Moscow, Metallurgiia, 1986. 224 p.
2. Perevezentsev V.N., Sarafanov G.F.
Fragmentatsiia pri plasticheskoi deformatsii metallov. N. Novgorod: Izd-vo NNGU, 2007. 127 p.
3. Glezer A.M., Gromov V.E. Nanomaterialy, sozdannye putem ekstremal'nykh vozdeistvii. Novokuznetsk, Izd-vo «Inter-Kuzbass», 2010. 171 p.
4. Segal V.M. Razvitie obrabotki materialov intensivnoi sdvigovoi deformatsiei. Metally, 2004, No. 1, pp. 5-14.
5. Valiev R.Z., Aleksandrov I.V. Ob"emnye nanostrukturnye metallicheskie materialy: poluchenie, struktura i svoistva. Moscow, IKTs «Akademkniga», 2007. 398 p.
6. Noskova N.I., Muliukov R.R. Submikrokristallicheskie i nanokristashticheskie metally i splavy. Ekaterinburg: Izd-vo UrO RAN, 2003. 279 p.
7. Shorokhov E.V., Zhgilev I.N., Valiev R.Z. Sposob dinamicheskoi obrabotki materialov. Patent RF, No. 2283717, 2006.
8. Valiev R.Z., Korznikov A.V., Mulyukov R.R. Structure and properties of ultrafine-grained materials produced by severe plastic deformation. Materials Science and Engineering A, 1993, Vol. 168. No. 2, pp. 141-148.
9. Iwahashi Y., Horita Z., Nemoto M., Langdon G. The process of grain refinement in equal-channel
angular pressing. Acta Materialia, 1998, Vol. 46. Iss. 9, pp. 3317-3331.
10. Valiev R.Z., Enikeev N.A., Murashkin M.Iu., Aleksandrov S.E., Gol'dshtein R.V. Sverkhprochnost' ul'tramelkozernistykh aliuminievykh splavov, poluchennykh intensivnoi plasticheskoi deformatsiei. Doklady Akademii Nauk. Tekhnicheskaia fizika, 2010, Vol. 432, No. 6, pp. 757-760.
11. Fortov V.E. Ekstremal'nye sostoianiia veshchestva. Moscow, Fizmatlit, 2009. 303 p.
12. Meiers M.L., Murr L.E. Udarnye volny i iavleniia vysokoskorostnoi deformatsii metallov. M: Metallurgiia, 1984, pp. 121-151.
13. Brodova I.G., Shorokhov E.V., Petrova A.N., Shirinkina I.G., Minaev I.V., Zhgilev I.N., Abramov A.V. Fragmentation of the structure in Al-based alloys upon high speed effect. Reviews on Advanced Materials Science, 2010, No. 25, pp. 128-135.
14. Brodova I.G., Petrova A.N., Shirinkina I.G Sravnenie formirovaniia struktury aliuminievykh splavov pri bol'shoi i intensivnoi plasticheskoi deformatsii. Izyestiia RAN. Ser. fizicheskaia, 2012 Vol. 76, No. 11, pp. 1378-1383.
15. Naimark O.B., Baiandin Yu.V., Leont'ev V.A. Panteleev I.A., Plekhov O.A. Strukturno-skeilingovye perekhody i nekotorye termodinamicheskie kineticheskie effekty v materialakh v ob"emnom submikro-(nano-)kristallicheskom sostoianii. Fizicheskaia mezomekhanika, 2009, Vol. 12, No. 4, pp. 47-61.
БРОДОВА Ирина Григорьевна — доктор технических наук, профессор, главный научный сотрудник лаборатории цветных сплавов ИФМ УрО РАН.
620990, г. Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 brodova@imp.uran.ru
ПЕТРОВА Анастасия Николаевна — кандидат физико-математических наук, научный сотрудник лаборатории цветных сплавов ИФМ УрО РАН.
620219, г. Екатеринбург, ул. С.Ковалевской, 18 petrovanastya@yahoo.com
© Санкт-Петербургский государственный политехнический университет, 2013
