CC BY
428
МАШИНОСТРОЕНИЕ
УДК 669.295:621.73
Р. Г. Зарипова, В. А. Шундалов, А. В. Шарафутдинов, В. Д. Ситдиков, И. В. Кандаров, В. В.Латыш, Н. Г. Зарипов, И. В. Александров
ВЛИЯНИЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РЕЖИМОВ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТИТАНОВОГО СПЛАВА ВТ6
Исследовано влияние интенсивной пластической деформации и режимов обработки на структуру и механические свойства титанового сплава ВТ6. Показано, что применение всесторонней изотермической ковки (ВИК) и оптимальных режимов последующей термической и термомеханической обработки позволяет получить в сплаве повышенные прочностные свойства. Так, после ВИК и последующей закалки с температуры 960 оС с последующим старением при температуре 480 оС достигаются предел прочности ов = 1540 МПа и условный предел текучести 00,2 = 1485 МПа при удовлетворительном уровне относительного удлинения 8 = 7 % и относительном сужении у = 34 %. Повышенные механические свойства являются результатом формирования мелкозернистой глобулярной микроструктуры в ходе ВИК, а также наследования дислокационной структуры деформации, которые позволяют при старении получить высокодисперсные продукты распада, обеспечивающие высокие прочностные характеристики. Всесторонняя изотермическая ковка; микроструктура; механические свойства; рентгеноструктурный анализ
ВВЕДЕНИЕ
Титановые сплавы широко используются во всех областях машино- и авиастроения благодаря уникальному комплексу свойств. Механические свойства титановых сплавов в значительной мере определяются их микроструктурой, которая формируется в процессе деформационного и термического воздействия.
Одно из первых систематических исследований влияния микроструктуры на механические свойства проведено на двухфазном титановом сплаве ВТ8 [1]. Показано, что сплав с равноосной микроструктурой обладает наиболее высоким пределом выносливости и наименьшей чувствительностью к надрезу (при 20 и 500 °С), а также хорошим сочетанием прочности, пластичности при комнатной температуре с термической стабильностью сплава. Сплаву с пластинчатой микроструктурой соответствуют
Контактная информация: 8(347)273-77-32 Результаты представленных исследований получены в рамках проекта «Создание технологий и промышленного производства узлов и лопаток газотурбинных двигателей с облегченными высокопрочными конструкциями для авиационных двигателей новых поколений», реализуемого в рамках Федеральной целевой программы по Постановлению № 218 Правительства РФ от 9 апреля 2010 года совместно ОАО «УМПО» и ФГБОУ ВПО УГАТУ. Экспериментальные результаты были получены с использованием оборудования НОЦ «Наноструктурные материалы и высокие технологии» ФГБОУ ВПО УГАТУ.
наиболее высокие значения сопротивления ползучести при 500 °С и средней длительной прочности, но более низкие значения прочностных и пластических характеристик.
Многочисленные исследования в целом подтвердили эти закономерности [2-4]. Было установлено, что наибольшее влияние на механические свойства оказывают такие параметры микроструктуры, как форма, размеры и объемное соотношение первичной и вторичной а-фазы.
Параметры микроструктуры оказывают влияние на механические свойства как при комнатной, так и при повышенных температурах. Так, показано [5], что прочность сплава Ti-6Al-4V (американский аналог ВТ6) с игольчатой и равноосной формой а-выделений отличается слабо, а относительное удлинение и относительное сужение могут различаться до 100 и более процентов. При этом в сплавах с игольчатой структурой наблюдается хрупкое разрушение. Эта структура неблагоприятна для обеспечения высоких ударной вязкости и сопротивления усталости. В ней могут легко распространяться усталостные трещины.
Исследования свойств титановых сплавов с бимодальной структурой [6, 7] показали, что такие структуры обладают промежуточным сочетанием характеристик прочности и пластичности. Для них характерны несколько большие значения предела прочности и текучести при комнатной температуре для сплавов с мелкозернистой микроструктурой по сравнению с та-
ковыми, обладающими пластинчатой микроструктурой [7].
Последние годы характеризуются развитием методов, позволяющих сформировать субмик-рокристаллическую (СМК) или нанокристалли-ческую (НК) структуры в различных металлических материалах. Интерес к материалам с такой структурой прежде всего связан с их уникальными физико-механическими свойствами, существенно отличающимися от свойств материалов с мелкозернистой или крупнозернистой структурой [8, 9].
Для получения СМК структуры в титановых сплавах широко используют интенсивную пластическую деформацию (ИПД). В основе методов ИПД лежит возможность реализации больших деформаций в условиях высоких квазигид-ростатических давлений. При этом происходит формирование СМК структур за счет сильной фрагментации и разориентации структурных единиц в ходе реализации ротационных мод деформации.
Одним из методов формирования СМК структур в массивных образцах из титановых сплавов, также относящихся к методам ИПД, является всесторонняя ковка, обычно сопровождаемая динамической рекристаллизацией [1013]. При этом для получения субмикронного размера зерен в объемных заготовках важно предварительно получить в них исходную мар-тенситную структуру закалкой из ^-области [10]. Сплав с такой микроструктурой может быть подвергнут всесторонней ковке при Т = = 450... 800 °С с большой степенью деформации.
В работе [11] исследовали влияние морфологии фаз в исходной микроструктуре заготовок на ее измельчение в процессе ковки. Исследовалось три типа структур: мартенситная, глобулярная и бимодальная. Было показано, что после осадки сплава с мартенситной структурой после деформации при Т = 550 °С сформировавшаяся микроструктура менее однородна, чем в других случаях. В случае бимодальной структуры только пластинчатая составляющая трансформировалась в СМК структуру, а крупные а-зерна вытянулись в направлении деформации.
Формирование СМК структуры в объемных заготовках с использованием всесторонней ковки позволяет существенно повысить прочностные характеристики по сравнению с исходным состоянием. Так, для титана марки ВТ1-0 в СМК состоянии сВ = 730 МПа, 5 = 18 %, в микрокристаллическом (размер зерен й = = 50 мкм) МК состоянии сВ = 380 МПА, 5 =
= 29 %; для сплава ВТ8 в СМК состоянии сВ = = 1400 МПА, 5 = 20 %, в МК состоянии (й = = 5 мкм) сВ = 1050 МПА, 5 = 20 % [13]. Для сплава ВТ6 в СМК состоянии после всесторонней изотермической ковки также отмечено повышение механических свойств от сВ = = 1050 МПА, 5 = 9 % до сВ = 1350 МПА, 5 = 8 % [14]. Дополнительная термическая или термомеханическая обработка заготовок после всесторонней ковки также может изменить механические свойства материалов.
Таким образом, в результате формирования в титановых сплавах мелкозернистых структур можно существенно улучшить их механические свойства в широком интервале температур. Применение деформационных методов (например, всесторонней ковки) позволяет сформировать СМК структуру, которая характеризуется существенно более высокими значениями прочности, но при некотором снижении показателей пластичности. Однако оптимизировать механические свойства можно с помощью последующих обработок.
Целью работы является исследование влияния интенсивной пластической деформации и последующей термической обработки по различным режимам на структуру и механические свойства промышленного титанового сплава ВТ6.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
Материалом исследования является двухфазный а + Ь сплав ВТ6 состава Т1-6,1%Л1-4,1%У. Сплав подвергался всесторонней изотермической ковке (ВИК) в температурном интервале 750.650 оС по схеме «осадка-протяжка» в каждом цикле (схема на рис. 1). Общее количество циклов - 4, переходов - 11, степень деформации на каждом переходе -40.50 %. Сплав исследовался в различных состояниях (табл. 1).
Выбор приведенных режимов термической обработки связан с тем, что рекомендуемые температуры закалки сплава ВТ6 находятся в интервале температур ТПП - 40 оС, (обычно 850.930 оС), температуры старения - в интервале 450.600 оС. Эти режимы обеспечивают наиболее благоприятный комплекс эксплуатационных свойств [2]. Применение закалки с температур выше критических (до 980 оС) увеличивает количество Ь-фазы. При этом в результате закалки возрастает количество продуктов распада при старении, и, следовательно, за
счет этого можно ожидать дополнительное повышение прочности сплава. Дополнительная деформация при комнатной температуре после закалки могла бы увеличить дисперсность структуры и плотность дислокаций.
Рис. 1. Схема ВИК «осадка - протяжка» [12]
Т аблица 1 Режимы деформационной и термической обработки сплава ВТ6
Состояние
исходное, пруток 0 65 мм
ВИК, 11 переходов
ВИК + закалка
ВИК + закалка + старение
ВИК+ закалка + старение
ВИК+ закалка + старение
ВИК + закалка + старение
ВИК+ закалка + старение
Температура закалки оС
860
890
920
940
960
980
Температура старения, оС
500, 540
460
480
500
530
460
480
520
580
460
480
500
520
460
480
500
520
460
Дополни-
тельная
обработка
осадка при 20 оС закаленного сплава, е = 20% и старение при 460 оС
Макроструктура сплава исследовалась в поперечном сечении исходного прутка и в осевом сечении заготовки после последнего перехода ВИК и оценивалась по 10-бальной шкале. Микроструктура изучалась после травления в реактиве состава: 5 мл HF, 10 мл HNO3, 85 мл воды, размеры первичного b-зерна, a-зерен и толщина a-пластин оценивались по 9-типной шкале ГОСТ 26492-85.
Температуры старения выбраны в пределах интервала рекомендованных температур.
Температура начала полиморфного превращения определялась на дилатометре DIL-402C фирмы NETZSCH (Германия) в интервале температур 850.1050 оС со скоростью сканирования 5,0 K/мин.
Измерение микротвердости HV проводили на микротвердомере Micromet - 5101 фирмы Buchler при нагрузке 100 г и времени выдержке под нагрузкой 10 с.
Температура начала полиморфного превращения определялась на дилатометре DIL-402C фирмы NETZSCH (Германия) в интервале температур 850.1050 оС со скоростью сканирования 5,0 K/мин.
Измерение микротвердости HV проводили на микротвердомере Micromet - 5101 фирмы Buchler при нагрузке 100 г и времени выдержке под нагрузкой 10 с.
Механические испытания проводили на испытательной машине, оснащенной горизонтальным измерительно-силовым устройством при постоянной скорости перемещения траверсы 10-4 с-1. Плоские образцы для механических испытаний имели ширину 4 мм, толщину 1 мм и базовую длину 4 мм. Точность регистрации измерений 1 %.
Рентгеноструктурные исследования были проведены с использованием дифрактометра Rigaku Ultima IV с фокусировкой гониометра по методу Брэгга-Брентано. Съемка образцов проводилась с использованием Cu Ка излучения и плоского графитового монохроматора <0002> на отраженном пучке. Для расчетов использовалась длина волны ^Ка1 = 1,54060 А. Общий вид рентгенограмм снимался с шагом сканирования 0,05 о и временем экспозиции в каждой точке, равным 5 с. Прецизионные съемки для выделенных рентгеновских пиков осуществлялись с шагом 0,02 о и с временем счета, равным 10 с.
Параметры решетки определялись с использованием пакета программы PDWin. Программа предназначена для определения параметров элементарной ячейки кристаллического образца любой сингонии с известными индексами отра-
1
5
6
7
8
жений. При расчете параметров использовалась весовая схема метода наименьших квадратов. Исходными данными для расчета являлись экспериментальные значения углов 20 и соответствующие им индексы (НкТ).
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Дилатометрическим анализом выявлено, что началу а ® Ь превращения исследованного сплава соответствует температура 949,1 оС. Как показали дальнейшие микроструктурные исследования, полностью ^-структура формируется после закалки с температуры 980 оС.
Макроструктура. В исходном состоянии макроструктура сплава ВТ6 однородная, размер макрозерна соответствует 2-5 баллу по 10балльной шкале. После ВИК сформировалась однородная, практически беззернистая макроструктура с размером макрозерен, соответствующим 0-1 баллу по 10-балльной шкале. Каких-либо дефектов металлургического и технологического происхождения в сечении обеих заготовок заготовки не обнаружено.
Микроструктура сплава в исходном состоянии представляет собой удлиненные а-пластины внутри равноосных Ь-зерен. Величина Ь-зерен соответствует 5-6 баллам, а величина а-колоний — 1-2 баллам. Толщина а-пластин составляет 2-5 мкм, а ^-прослоек - до 1 мкм (в зависимости от ориентировки) (рис. 2, а). Такая микроструктура характерна для двухфазных сплавов с пластинчатой структурой [2].
Всесторонняя ковка приводит к существенному изменению исходной микроструктуры. При этом происходит деление пластин а-фазы и обособление фрагментов, в результате чего формируется равноосная мелкозернистая нерек-ристаллизованная микроструктура типа «микродуплекс». Размер зерен а-фазы составляет около 2-3 мкм (рис. 2, б).
Микроструктура закаленного сплава после закалке с температур 860, 890, 920 оС идентична, представляет собой частицы первичной а-фазы и мартенсит, который оптической металлографией не идентифицируется (рис. 3, а). Средний размер частиц первичной а-фазы для указанных температур закалки 860, 890, 920 оС составляет 2,5 мкм, а объемная доля ~40 %. После старения микроструктура трансформируется в глобулярную, со средним размером зерен а-
фазы около 2 мкм (рис. 3, б). Осадка после закалки до 20 % и старение при 460 оС приводит к дальнейшему измельчению зерен а-фазы (рис.
3, в). Необходимо отметить, что, несмотря на описанные структурные изменения, структура в зонах распада мартенсита оптической микроскопией не разрешается, вероятно, из-за высокой дисперсности продуктов распада.
а б
Рис. 2. Микроструктура сплава ВТ6: а -исходное состояние, б - после ВИК
а б в
Рис. 3. Микроструктура сплава ВТ6 после ВИК, закалки и старения: а - закалка с температуры 920 оС, б - старение при 460 оС, в - осадка до 20% и старение при 460 оС
С повышением температуры закалки до 940 и 960 оС в микроструктуре выявляется мартенсит, размер зерен первичной а-фазы увеличивается до 4-5 мкм, а размер областей мартенсита достигает до 20 и 30 мкм соответственно (рис. 4, а). После старения объемная доля зерен первичной а-фазы уменьшается до 10.30 % в зависимости от режима обработки (рис. 4, б, в).
Закалка с температуры 980 оС приводит к формированию структуры, претерпевшей полиморфное превращение (рис. 4, г).
Как было показано выше, микроструктура после ВИК и закалки в интервале температур 860.920 оС идентична, поэтому для механических испытаний были выбраны образцы одного из этих состояний - закалка с 920 оС, а также закаленных с температур 940 и 960 оС, так как эти температуры выходят за пределы рекомендуемых и представляет интерес, какими свойствами обладают эти структурные состояния.
Рис. 4. Микроструктура сплава ВТ6 после ВИК, закалки и старения: а - закалка с температуры 960 оС, б - старение при 480 оС, в - осадка до 20 % и старение при 460 оС, г - закалка с температуры 980 оС
Таблица 2
Механические свойства сплава ВТ6 после различных режимов обработки
Состояние образца Механические свойства
0в, М11а 00 2, М11а 5, % У, % НУ, МПа
1. Исходное (отжиг 750 оС, 1 час, охлаждение - 970 - 13 - 3390
воздух)
4. ВИК+закалка 920 оС
+старение 460 оС 4285
480 оС 1225 1195 9,0 56 4575
520 оС 4420
580 оС 4135
Закалка + осадка 20% + старение 460 оС 4415
5. ВИК+закалка 940 оС
+старение 460 оС 4665
480 оС 1330 1285 9,1 52 4640
500 оС 4355
520 оС 4290
Закалка + осадка 20% + старение 460 оС 4510
7. ВИК+закалка 960 оС
+старение 460 оС 4420
480 оС 1540 1485 7,0 34 4800
500 оС 4390
520 оС 4425
Закалка + осадка 20% + старение 460 оС 4760
Механические свойства сплава после различных режимов обработки приведены в табл. 2.
Как видно из табл. 2, наиболее высокую прочность и твердость демонстрирует сплав ВТ6 в состоянии 6, обработанный по режиму ВИК + закалка с температуры 960 оС с последующим старением в интервале температур 460.520 оС. Однако при этом необходимо отметить снижение пластических характеристик, особенно значений поперечного сужения (наиболее структурно чувствительной характеристики).
Рентгеноструктурный анализ исходных и обработанных по различным режимам образцов показал (рис. 5), что ВИК приводит к уши-рению пиков на рентгеновских дифрактограм-мах и ослаблению интенсивности максимума пиков (102) (110) и (103) а-фазы при усилении пика (101). Это указывает на формирование кристаллографической текстуры. Фазовый состав сплава практически не изменяется. В образцах состояния 5 (закалка при 920 оС, старение 460 °С с осадкой и без) количество (3-фазы
несколько уменьшается (с 5,8 % до 2,8 %) ввиду протекания превращения Р® (а, а") + Рост. С повышением температуры закалки до 960 оС и выше количество Р фазы вновь увеличивается.
После ВИК размер областей когерентного рассеяния (ОКР) уменьшается в 3,3 раза, а микродеформация решетки увеличивается в 2 раза по сравнению с исходным состоянием, параметр решетки а уменьшается, параметр с изменяется незначительно (табл. 3). Эта тенденция сохраняется и после закалки с температур 920 и 980 оС и старения. Особо следует выделить состояние
7, которое демонстрировало наибольшие значения прочности и твердости: размер ОКР уменьшается в 6 раз, значения микродеформации решетки увеличиваются в 4,4 раза.
Уширение пиков после ВИК и во всех последующих состояниях, изменение параметра решетки а, размеров ОКР и микродеформации (табл. 3) указывают на присутствие значительных напряжений, вызванных интенсивной деформацией, которые не релаксируют даже после высокотемпературной термической обработки.
30 40 50 ..„60 70 80
_ о
Рис. 5. Дифрактограммы сплава ВТ6 после различных режимов обработки (цифрами на поле рисунка
указаны состояния сплава)
Т аблица 3
Параметры решетки сплава ВТ6 в различных состояниях
Состояние Размеры ребер ОКР, А Микродеформа-
а = Ь, А с, А с/а ция решетки, %
Исходное 2,93208 ±0,00079 4,6777 ±0,0017 1,591552 161 0,107
2. ВИК, 11 циклов 2,92433 ±0,00010 4,6697 ±0,0010 1,596844 49 0,217
5. ВИК+закалка 920 оС + старение 480 оС 2,92356 ±0,00053 4,67177 ±0,0001 1,597930 36 0,391
5. ВИК+ закалка 920 оС + осадка 20оС + старение 460 оС 2,92282 ±0,00058 4,6701 ±0,0013 1,597806 43 0,222
7. ВИК+ закалка 960 оС + старение 480оС 2,92369 ±0,00059 4,6689 ±0,0013 1,596920 27 0,473
8. ВИК+ закалка 980 оС + старение 460 оС 2,92933 ±0,00061 4,6436 ±0,002 1,585209 45 0,298
Совместный анализ микроструктурных изменений и механических свойств показывает, что при обработке титанового сплава ВТ6 по режиму ВИК + закалка с температуры 920.940 оС с последующим старением в интервале температур 460.520 оС формируется микроструктура с глобулярными а-зернами и высокодисперсными продуктами распада мартенсита, которая демонстрирует хорошее сочетание прочностных и пластических характеристик и твердости. Такая структура имеет высокий предел выносливости [2, 14] и наиболее благоприятна для изготовления лопаток из титановых сплавов, работающих в условиях знакопеременного нагружения.
В то же время необходимо отметить достаточно высокие значения прочности, твердости при удовлетворительной пластичности образцов состояния 7. Причина высоких значений прочности и твердости сплава ВТ6 в этом состоянии, по нашему мнению, в следующем. Во-первых, ВИК при снижающихся температурах формирует в сплаве мелкозернистую структуру с высокой плотностью дислокаций. Эта структура, по-видимому, наследуется последующей термической обработкой. Поэтому образцы, подвергнутые ВИК, имеют повышенные значения прочности и твердости после всех режимов термообработки, а также с применением осадки после закалки. Во-вторых, поскольку нагрев под закалку производилась в двухфазной области, мелкие глобулярные а-зерна по границам Р-зерен тормозят их рост. Вследствие этого формируются мелкие Р-зерна, в которых при старении форми-
руются высокодисперсные продукты распада, обеспечивающие высокие прочностные характеристики.
Также представляет интерес обработка закаленного сплава с деформацией при 20 оС до степени е = 20% и старение при 460 оС. В этом случае степень дисперсности структуры, а также твердость сплава выше, чем при обработке по тем же температурным режимам, но без дополнительной деформации. Как нам представляется, эти режимы требуют дальнейшего детального исследования, в частности, механических и усталостных свойств.
ВЫВОДЫ
Применение всесторонней ковки и режимов последующей термической и термомеханической обработки позволяет сформировать в сплаве ВТ6 микроструктуру, которой соответствуют повышенные прочностные свойства. Так, после ВИК и закалки с температуры 960 оС с последующим старением при температуре 480 оС СВ = = 1540 МПа, Со,2 = 1485 МПа при удовлетворительном уровне пластичности 5 = 7 %, у = 34 %. Повышенные механические свойства являются результатом формирования мелкозернистой глобулярной микроструктуры в ходе ВИК, а также наследования дислокационной структуры деформации, которые позволяют при старении получить высокодисперсные продукты распада, обеспечивающие высокие прочностные характеристики.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Неугодова В. Н., Неугодова З. Н. Структура и свойства сплава ВТ8. В кн.: Титан в промышленности. М.: Оборонгиз, 1961. С. 176-184.
2. Солонина О. П., Глазунов С. Г. Жаропрочные титановые сплавы. М.: Металлургия, 1976. 448 с.
3. Листвин Г. П., Саблина М. В. Влияние условий деформации и термической обработки на
формирование структуры и механические свойства полуфабрикатов из сплава ВТ6 // Технология легких сплавов. 1989. № 12. С. 55-59.
4. Брун М. Я. Возможности повышения меха-
нических свойств титановых сплавов с оптимизацией структуры // Металловедение и термическая обработка металлов. 1979. № 11. С. 51-55.
5. Александров В. К., Аношкин Н. Ф., Боч-вар Г. А. Полуфабрикаты из титановых сплавов. М.: Металлургия, 1979. 512 с.
6. Изучение термической стабильности жаропрочного титанового сплава ВТ9 / М. Я. Брун [и др.] // Технология легких сплавов. 1973. № 5. С. 34-39.
7. Yi-Gang Zhou, Wei-Dong Zeng, Han-Qing Yu. An Investigation on the High Temperature Deformation Strength-toughening of Titanium Alloy // Titanium 95: Science and Technology, 22-26 October 1995. International Convention Centre. Birmingham, UK. 1995. P. 1235-1242.
8. Валиев Р. З., Александров И. В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000. 272 с.
9. Влияние интенсивной пластической деформации и термомеханической обработки на структуру и свойства титана / Г. Х. Садикова [и др.] // Металловедение и термическая обработка металлов. 2005. № 11(605). C. 31-34.
10. Жеребцов С. В., Салищев Г. А., Гале-ев Р. М. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане и его сплавах // Физикохимия ультрадисперсных систем: сб. науч. тр. конф. Екатеринбург, 2001. С. 189.
11. Жеребцов С. В., Г алеев Р. М., Валиахметов О. Р. Формирование субмикрокристаллической структуры в титановых сплавах интенсивной пластической деформацией // Кузнечно-штамповочное производство. 1999. № 7. C. 17-22.
12. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане при пластической деформации и ее влияние на механические свойства / Г. А. Салищев [и др.] // Металлы. 1996. № 4. С. 86-91.
13. Zherebtsov S. V., Salishev G. A., Ga-leyev R. M. Production of submicrocrystalline structure in large-scale Ti-6Al-4V billet by warm severe deformation processing // Scripta Materialia. 2004. V. 51. P. 1147-1151.
14. Металлография титановых сплавов / Е. А. Борисова [и др.]. М.: Металлургия, 1980. 464 с.
ОБ АВТОРАХ
Зарипова Рида Гарифьяновна, доц. каф. материаловедения и физики металлов. Дипл. инженер-механик (УАИ, 1978). Канд. техн. наук по материаловедению (ИПСМ РАН, 1992). Иссл. в обл. субмик-ро- и нанокристаллических материалов.
Шундалов Владимир Алексеевич, инженер каф. физики. Дипл. инженер-механик (УАИ, 1974). Иссл. в обл. разработки способов получения УМЗ и НК-состояний с повышенным уровнем механических свойств в металлах и сплавах методами интенсивн. пластическ. деформации.
Шарафутдинов Альфред Васимович, вед. инженер той же каф. Дипл. инженер-механик (УАИ, 1987). Иссл. в обл. разработки способов получения УМЗ и НК-состояний с повышенным уровнем мех. свойств в металлах и сплавах методами интенсивной пластической деформации.
Ситдиков Виль Даянович, доц. той же каф. Дипл. преп. физики и математики (БГПУ, 2002). Канд. физ.-мат. наук по физике конденсированного состояния (ИФМК УНЦ РАН, 2011). Иссл. в обл. рент-геноструктурн. анализа, моделирования мех. свойств, дефектн. структуры и кристаллографическ. текстуры объемных наноструктурн. материалов.
Кандаров Ирек Вилевич, вед. инженер той же каф. Дипл. инженер-технолог по машинам и технологиям литейного производства. Иссл. в обл. прогрессивных технологий машиностроения.
Латыш Владимир Валентинович, вед. науч. сотр. той же каф. Дипл. инженер-механик (УАИ, 1975). Канд. техн. наук. Иссл. в обл. разработки способов получения УМЗ и НК-состояний с повышенным уровнем мех. свойств в металлах и сплавах методами интенсивной пластической деформации.
Зарипов Наиль Гарифьянович, зав. каф. материаловедения и физики металлов. Дипл. инженер по машинам и технологиям обработки металлов давлением (УАИ, 1979). Д-р физ.-матем. наук по хим. физике (ИСМАН, г. Черноголовка, 2002). Иссл. в обл. формирования структуры и свойств металлов и сплавов при интенсивной пластич. деформации
Александров Игорь Васильевич, проф., гл. науч. сотр., зав. каф. физики. Дипл. физик (БГУ, 1976). Д-р физ.-мат. наук по физике твердого тела (ИФМ УрНЦ РАН, 1997). Иссл. в обл. физики прочности и пла-
стичности материалов.
