CC BY
82
УДК 620.178.3 : 620.186.5
Влияние термической обработки на механическое поведение и особенности разрушения сплава на основе TiNi
К.С. Сенкевич, Д.Е. Гусев
Московский авиационный институт (национальный исследовательский университет), Москва, 125993, Россия
В работе изучены механические свойства и особенности разрушения сплава на основе TiNi (Ti- 55.8 мас. %Ni) при термической обработке при 700-1200 °С в вакууме. Термически обработанные проволочные образцы сплава были испытаны на трехточечный изгиб, а также были подвергнуты малоцикловым усталостным испытаниям при экстремальных условиях нагрузки (высокая степень деформации и знакопеременные нагрузки по схеме гиб-перегиб) с целью установления влияния температуры отжига на сверхупругое поведение сплава. Установлено, что с увеличением температуры термической обработки происходит значительный рост зерен сплава, однако его влияние на сверхупругое поведение сплава при небольших степенях деформации (4.0-4.5 %) при изгибе незначительно. Изменение температуры термической обработки в интервале от 700 до 1200 °С не оказывает принципиального влияния на вид кривых деформации сплава при изгибе для всех образцов, однако с ростом температуры термической обработки наблюдается незначительное увеличение напряжения деформации мартенситного сдвига и остаточной деформации. При малоцикловых испытаниях по схеме гиб-перегиб установлено значительное снижение пластичности сплава после термообработки выше 1100 °С. Фрактографический анализ показал различие в структуре поверхности разрушения в зависимости от условий термообработки, но одинаковый механизм разрушения образцов. Во всех случаях механизмом разрушения является квазискол, а очаг зарождения микротрещины связан с включениями частиц Ti2Ni/Ti4Ni2O или дефектами поверхности. Общие результаты показывают, что возможно осуществление диффузионной сварки сплавов на основе TiNi при температуре 1000-1100 °С без существенного изменения их механических свойств и пластичности.
Ключевые слова: сплав на основе TiNi, усталостные свойства, термическая обработка, квазискол, диффузионная сварка
Effect of heat treatment on the mechanical behavior and fracture
of TiNi-based alloy
K.S. Senkevich and D.E. Gusev
Moscow Aviation Institute (National Research University), Moscow, 125993, Russia
The mechanical properties and fracture of TiNi-based alloy (Ti-55.8 mass % Ni) have been investigated under heat treatment at 7001200 °С in vacuum. Three-point bending tests and low-cycle fatigue tests were conducted on heat treated wire samples of the alloy under extreme loading conditions (large strains and alternating bending loads) in order to determine the effect of the annealing temperature on the superelastic behavior of the alloy. It has been found that an increase in the heat treatment temperature leads to grain coarsening in the alloy, but the coarsening effect on the superelastic behavior of the alloy at low bending strains (4.0-4.5%) is insignificant. The heat treatment temperature variation within the range from 700 to 1200 °C does not strongly affect the shape of the stress-strain curves of the alloy for all samples in bending, but with increasing heat treatment temperature the martensitic shear stress and residual strain slightly increase. In low cycle bending tests, the alloy ductility reduces significantly after heat treatment above 1100 °C. Fractographic analysis of tested alloy samples revealed a difference in the fracture surface structure depending on the heat treatment conditions, but the same fracture mechanism. In all cases, fracture occurs by quasi-spalling and the microcrack nucleus is associated with Ti2Ni/Ti4Ni2O inclusion particles or surface defects. The general results indicate the possibility of diffusion welding of TiNi-based alloys at a temperature of 10001100 °С, without great changes in their mechanical properties and ductility.
Keywords: TiNi-based alloy, fatigue properties, heat treatment, quasi-spalling, diffusion welding
1. Введение
Наличие эффекта памяти формы делает сплавы на основе Т№ (нитинол) уникальным материалом, нашедшим применение в различных областях промышлен-
ности [1-3]. Разработка методов сварки сплавов на основе Т№, обеспечивающих получение высокопрочных соединений и обладающих сверхупругим поведением и эффектом памяти формы, является важной научной и
© Сенкевич К.С., Гусев Д.Е., 2017
производственной задачей [4-6]. Перспективным способом соединения сплавов на основе никелида титана является диффузионная сварка, позволяющая получать сварное соединение без расплавления, избегая формирования в зоне соединения литой микроструктуры и изменения фазового состава. Однако диффузионная сварка TiNi возможна при достаточно высоких температурах [7, 8], что способствует росту зерна в сплавах [9, 10], влияние которого на функциональные свойства нити-нола еще мало изучено.
Целью настоящей работы является исследование влияния микроструктуры сплава на основе TiNi, формирующейся при термической обработке при 7001200 °С, на его механическое поведение при различных условиях деформации и анализ механизма его разрушения, а именно: структура и свойства нитинола после обработки, имитирующей режимы диффузионной сварки (нагрев до 1000-1200 °С), были сравнены со структурой и свойствами после обычного рекристаллиза-ционного отжига при 700-900 °С.
2. Материал и методика исследования
В работе исследовали проволочные образцы диаметром 2 мм из сплава Ti - 55.8 мас. % Ni, полученного методом индукционной плавки. Содержание основных примесей в сплаве (мас. %): 0.013 O, 0.006 N, 0.012 C, 0.0011 H, 0.05 Fe, 0.01 Si, 0.016 Co (измерено с использованием многоканального спектрометра IRIS Advantage и анализаторов химических элементов AH7560, RO116, ПВН2-№3). В структуре сплава содержатся частицы богатые титаном (Ti2Ni/Ti4Ni2O), а также частицы богатые никелем (Ti3Ni4), благодаря которым данный сплав может подвергаться термической обработке, сочетающей закалку и старение [9]. Микроструктуру изучали с применением светового микроскопа Axio Observer, оснащенного программным комплексом для анализа изображений NEXSYS ImageExpert Pro 3. Объемная доля частиц фазы Ti2Ni/Ti4Ni2O в сплаве составляет 7 ± 1.2 %. Исследуемый сплав подвергали отжигу при температуре 700-1200 °С в вакууме в течение часа, а затем охлаждали с печью до комнатной температуры. Часть образцов после отжига подвергали старению в воздушной атмосфере в течение 1 ч при 500 и 520 °С с последующим охлаждением в воде. После термической обработки поверхность образцов подвергали химическому травлению в смеси кислот HF и HNO3 и глицерина, а затем подвергали электролитической полировке в электролите, состоящем из смеси уксусной кислоты и HClO4.
Для определения характеристик сверхупругости сплава образцы подвергали статическим и циклическим испытаниям на трехточечный изгиб (при максимальной деформации 4.0-4.5 %) на установке TIRAtest 2300 (Heckert). При этом база испытаний составляла 25 мм,
а диаметр нагружающего пуансона 12 мм. Напряжения, возникающие в образце, рассчитывали по формуле а = 8Plf(nd0), где Р — внешняя нагрузка; l — база испытаний; d — диаметр проволоки. Деформацию в образце рассчитывали по величине прогиба образца методом компьютерного моделирования с помощью конечно-элементного пакета программ ANSYS5.4Release. Образцы, установленные в приспособление для деформации, подвергали однократному или многократному нагружению до заданной величины прогиба с последующей разгрузкой.
Для определения влияния формируемой при термической обработке структуры сплава на его пластичность проводили малоцикловые усталостные испытания образцов сплавов по схеме гиб-перегиб, в соответствии с ISO 7801:1984 (рис. 1). За один цикл деформации принимали изгиб образца в одну сторону. Деформация проволоки в каждую сторону составляла 12 %. Выбранная
Рис. 1. Схема (а) и установка (б) для испытания на гиб-перегиб: 1 — образец, 2 — рычаг, 3 — захват, 4 — ось вращения рычага, 5 — опорные цилиндрические валики диаметром 15 мм, 6 — зажимные губки, 7 — тиски
степень деформации позволяет проводить испытания в условиях, когда основным механизмом формоизменения, определяющим пластичность материала и условия его разрушения, является скольжение, а не мартенсит-ное превращение под напряжением.
Фрактографический анализ образцов после малоцикловых испытаний проводили на сканирующем электронном микроскопе TescanVega II.
3. Результаты экспериментов и их обсуждение 3.1. Анализ микроструктуры
В результате нагрева и часовой выдержки при 7001200 °С в сплавах на основе Т1№ происходит интенсивный рост зерна В2-фазы. На рис. 2 показаны микроструктуры образцов из сплава Т1 - 55.8 мас. % N1 после
ё
35 мкм I-1
- * Л* •
■. \ ^ V -* < V . < \ •
различной термической обработки. В образцах, термически обработанных при 700 °С, средний размер зерна составляет 25 ±1.5 мкм, при 900 °С — 33 ± 2 мкм, 1100 °С — 115 ± 6 мкм, 1200 °С — 175 ± 34 мкм. Поскольку в соответствии с диаграммой состояния Ть№ [11] при нагреве сплава выше 1000 °С должна протекать обратная перитектическая реакция Т1№ + Т12№ > L + Т1№, то вполне логично ожидать негативного влияния образующейся жидкой фазы на структуру и механические свойства образцов, подвергнутых такой высокотемпературной термической обработке. Однако, как показано на рис. 2, кроме роста зерна, другого влияния температуры отжига на микроструктуру сплава не обнаружено, и морфология, и характер расположения крупных частиц Т12№/Т14№20 практически не изменились.
3.2. Механическое поведение и усталостные свойства сплава Т - 55.8 мас. % N
Термическая обработка при 700-1200 °С приводит к тому, что температуры мартенситного превращения в сплаве становятся ниже 20 °С, об этом свидетельствует тот факт, что при нормальной температуре образцы проявляют сверхупругие свойства (рис. 3, а). Полнота реализации эффекта сверхупругости зависит от соотношения уровня напряжений, необходимых для деформации материала по механизмам мартенситного превращения и механизмам скольжения. Поскольку деформация в сплаве протекает по смешанному механизму (мар-тенситное превращение под напряжением + скольжение) [12], то после изгиба на 4 % и последующей разгрузки в образцах сохраняется невосстановленная деформация.
Как показали испытания на изгиб, термическая обработка не оказывает существенного влияния на механическое поведение исследуемого сплава. Установлен небольшой рост напряжений течения материала и увеличение невосстановленной деформации с увеличением температуры отжига. Так, для образцов, термообрабо-танных при 700 °С, напряжения мартенситного сдвига
а, МПа
0 2 0 а, МПа
400
4 8.
Рис. 2. Микроструктура образцов сплава после термической обработки при температуре 700 (а), 900 (б), 1200 °С (в)
Рис. 3. Кривые деформации образцов сплава после отжига (а) и последующего старения при 500 °С (б). Температура отжига 700 (1), 900 (2), 1000 (3), 1100 (4), 1200 °С (5)
равны 780 МПа, а невосстановленная деформация составляет 0.3 %. После отжига при 1200 °С напряжения мартенситного сдвига возрастают до 800 МПа при невосстановленной деформации 0.8 %.
Для предотвращения преждевременного появления невосстановленной деформации, обусловленной скольжением, необходимо снизить напряжения мартенситного сдвига в сплаве при сохранении высокого уровня напряжений, вызывающих скольжение. Обычно для этого применяют старение, при котором происходят обогащение В2-матрицы сплава титаном и повышение температур мартенситного превращения. Поэтому после высокотемпературной термической обработки образцы были подвергнуты старению при 500 °С в течение 1 ч с целью повышения температур мартенситного превращения. В состаренном состоянии сплав при температуре 20 °С находится в мартенситном состоянии и не проявляет сверхупругих свойств (рис. 3, б). Из анализа представленных зависимостей следует, что, как и в отожженном состоянии, существенного влияния высокотемпературной обработки на механическое поведение состаренных образцов обнаружено не было.
Для исследования влияния циклического нагруже-ния на сверхупругое поведение состаренных образцов необходимо, чтобы образцы при температуре испытаний (20 °С) были не в мартенситном, а в сверхупругом состоянии. Поэтому с целью небольшого снижения температур мартенситного превращения часть образцов была подвергнута старению при 520 °С (1 ч). Повышение температуры старения приводит к снижению объемной доли выделяющихся частиц Т^№4 и обогащению матрицы сплава никелем. Поэтому после такой обработки образцы при температуре 20 °С проявляли сверхупругие свойства.
Результаты циклических испытаний в течение 100 циклов нагружения в интервале деформаций от 2.25 до 4.50 % показали, что отжиг при температуре 10001200 °С не оказал отрицательного влияния на механическое поведение сплава. Зависимости напряжений от деформации состаренных образцов, подвергнутых предварительному высокотемпературному отжигу и отжигу при 700 и 900 °С, практически не отличаются друг от друга (рис. 4). После первого цикла нагружения от 2.25 до 4.50 % сплав демонстрирует высокие сверхупругие свойства, которые однако ухудшаются с увеличением числа циклов нагружения. Это выражается, в первую очередь, в снижении напряжений, соответствующих минимальной деформации (2.25 %). Так, после 100 циклов нагружения эти напряжения не превышают 10 МПа. При этом наиболее высокая скорость изменения напряжений наблюдалась в течение первых 10 циклов. Механическое поведение образцов в интервале от 50 до 100 циклов нагружения практически оставалось неизменным. Наблюдаемое снижение развиваемых об-
а, МПа
400 200
°0 1 2 3 4 8,%
а, МПа
400 200
°0 1 2 3 4 8,%
а, МПа
400 200
°0 1 2 3 4 8,%
Рис. 4. Кривые деформации образцов из сплава при усталостных испытаниях на трехточечный изгиб после термической обработки при температуре 700+ 520 (а), 900+520 (б), 1200+ 520 °С (в): 1 (1), 10 (2), 100 циклов нагружения (3)
разцами напряжений при минимальной деформации в цикле может быть вызвано развитием процессов скольжения, которые затрудняют реализацию мартенситного превращения.
Таким образом, высокотемпературная обработка не оказала существенного влияния на механическое поведение сплава в условиях, когда формоизменение материала происходит преимущественно по механизмам, связанным с мартенситным превращением. Однако нагрев до температуры 1000-1200 °С мог повлиять на механическое поведения сплава в условиях, когда преобладающим механизмом деформации является скольжение.
Для исследования влияния высокотемпературной обработки на пластичность сплава при высоких деформациях, когда в его матрице должны интенсивно проте-
1 160-г
а &
|120-
о и
со
§ 80-
§ 40-
н
о
£ 700 900 1000 1100 1200
Температура отжига ^ = 1 ч), °С
Рис. 5. Результаты усталостных испытаний образцов из Т№ после отжига
кать процессы скольжения, были проведены циклические испытания при максимальной деформации 12 %, целью которых было достижение разрушения образцов. При всех рассмотренных режимах термической обработки наблюдали большой разброс значений циклической долговечности, обусловленный неоднородностью структуры сплава (рис. 5). Такой разброс значений усталостных свойств характерен для сплавов на основе Т1№ [13]. Малоцикловые усталостные испытания состаренных (при 500 °С) образцов показали, что с повышением температуры термической обработки выше 1000 °С происходит снижение среднего значения циклов до разрушения, которое может быть связано с ростом зерна В2-фазы. При этом резкое ухудшение усталостных свойств наблюдается при температуре 1200 °С. Таким образом, можно утверждать, что температурные условия диффузионной сварки сплавов на основе Т№ (1000-1100 °С) являются пороговыми для снижения пластичных свойств. Однако установленное ухудшение пластичности сплава заметно при очень высоких степенях деформации (более 10 %) и знакопеременных нагрузках, что не соответствует обычным условиям работы изделий из Т1№.
3.3. Фрактография
Фрактографические исследования показали, что основным механизмом разрушения всех образцов исследуемого сплава является квазискол, что характерно для нитинола [14-17]. На поверхности разрушения изломов присутствуют плоские фасетки скола вперемежку с ямками и «хребтами», свидетельствующими о развитии локальной пластической деформации (рис. 6). Высокая степень деформации при циклическом нагружении образца и малое количество циклов до разрушения приводят к тому, что изломы практически не содержат ярко выраженных признаков усталостного разрушения. Очаг зарождения микротрещины вероятнее всего связан с включениями частиц Т^М/П^^О или дефектами поверхности, находящимися в приповерхностных слоях
образца, что установлено ранее различными исследователями [16, 17]. На первом этапе разрушения рост трещины происходит по механизму скола — поверхность трещины ровная, приблизительно перпендикулярная внешней поверхности образца (рис. 6, в). Это свидетельствует, что на данном этапе разрушение происходило с низкими энергетическими затратами. Затем механизм разрушения сменяется квазисколом.
В целом поверхности изломов характеризуются веерным узором: зародившаяся микротрещина, прорастая вглубь образца, начинает интенсивно ветвиться, что говорит о высоких энергетических затратах, потраченных на окончательное разрушение образца. Образующиеся новые микротрещины распространяются во все стороны и достигают края образца, противоположного очагу зарождения трещины.
Следует отметить, что наблюдаемые на поверхности изломов параллельные линии не являются усталостными бороздками, поскольку их пространственная ориентировка не связана с фронтом роста трещины, а сами они располагаются в области излома, соответствующей быстрому разрушению образца.
Особенности строения излома и морфология отдельных элементов поверхности разрушения зависят от объемной структуры сплава. В процессе деформации в В2-фазе происходит мартенситное превращение под напряжением, в результате которого происходят зарождение и рост кристаллов мартенсита, благоприятно ориентированных по отношению к приложенному напряжению. С ростом деформации пластины мартенсита путем двойникового механизма объединяются в крупные домены, следы которых можно обнаружить на поверхности изломов в виде параллельных линий (см. рис. 6, область 4). Размер таких мартенситных доменов определяется размером исходного зерна В2-фазы.
Анализ характера поверхности изломов позволяет заключить, что разрушение происходит не по границам исходных зерен В2-фазы и не по границам раздела доменов, а внутризеренно [18], через мартенситные домены. В результате на поверхности излома можно обнаружить «ступенчатый» рельеф. Толщина и длина каждой ступени этого рельефа зависит от размера мартенсит-ных доменов. С увеличением температуры отжига увеличивается размер зерна, что приводит к увеличению размеров (длины и толщины) ступенек, соответствующих доменам мартенсита.
4. Обсуждение
Анализ результатов изучения характеристик сверхупругости термообработанных образцов из сплава на основе Т1№ при статических и циклических испытаниях на трехточечный изгиб показал отсутствие ярко выраженного отличия в их сверхупругом поведении в зависимости от температуры отжига и формируемой
Рис. 6. Поверхность изломов образцов из Т1№ отожженных при 700 (а), 900 (б), 1200 °С (в): 1 — зона зарождения усталостной трещины, 2 — зона распространения усталостной трещины, 3 — зона долома, 4 — мартенситный домен
микроструктуры. С ростом температуры отжига наблюдаются небольшой рост напряжений течения материала и увеличение невосстановленной деформации. Однако критического отрицательного влияния высокотемпературной термической обработки, соответствующей оптимальным условиям диффузионной сварке сплавов на основе Т1№ (1000-1100 °С), не обнаружено.
Усталостные испытания при экстремальных условиях (высокие степени деформации (12 %) и знакопеременные нагрузки) показали, что после высокотемпературной обработки выше 1000 °С происходит снижение циклической долговечности сплава на основе Т1№, осо-
бенно заметное после 1200 °С. Следует отметить, что испытания сплава на основе Т1№ проводились в условиях высокой деформации, когда основным механизмом формоизменения, определяющим пластичность материала, является скольжение, в то время когда изделия из Т1№, как правило, работают в условиях сверхупругости при степенях деформации не более 6-8 %. Таким образом, диффузионная сварка при 1000-1100 °С может быть использована при получении изделий из Т1№, обладающих сверхупругостью. Однако изучение работоспособности сплавов, имеющих крупнозернистую структуру, сформированную в процессе диффузи-
онной сварки, следует продолжать, поскольку увеличение размера зерна может оказывать влияние не только на механические и усталостные свойства, но и на свойства памяти формы и коррозионные свойства.
5. Выводы
Исследовано влияние микроструктуры, сформированной после термической обработки при 700-1200 °С, на механическое поведение и особенности разрушения сплава 11-55.8мас.%№.
Показано, что основное влияние термическая обработка оказывает на микроструктуру сплава, инициируя активный рост зерна В2-фазы. Изменение температуры термической обработки в интервале от 700 до 1200 °С не оказывает принципиального влияния на вид кривых деформации сплава при изгибе для всех образцов, однако с ростом температуры термической обработки наблюдается незначительное увеличение напряжения деформации мартенситного сдвига и остаточной деформации.
Установлено ухудшение усталостных свойств образцов из нитинола после отжига при температуре выше 1100 °С, особенно при 1200 °С.
Механизмы разрушения образцов при их циклическом нагружении не зависят от температуры предварительного отжига, однако с ее ростом наблюдается существенный рост размеров структурных элементов поверхности излома.
Установлено, что несмотря на то что высокотемпературная обработка оказывает значительное влияние на микроструктуру сплавов, сильных изменений механического поведения сплавов при их деформации изгибом не происходит, а обнаруженное снижение усталостных свойств и пластичности сплавов наблюдается при экстремальных условиях испытаний — высокие степени деформации и знакопеременные нагрузки.
Литература
1. Shape Memory Alloys: Fundamentals, Modeling and Applications / Ed. by V. Brailovski, S. Prokoshkin, P. Terriault, F. Trochu. - Montreal: ETS Publ., 2003. - 851 p.
2. Pushin V.G. Alloys with a thermomechanical memory: Structure, properties, and application // Phys. Met. Metallogr. - 2000. - V. 90 (Suppl. 1). - P. S68-S95.
3. Jani J.M., LearyM, Subic A., GibsonM.A. A review of shape memory alloy research, applications and opportunities // Mater. Design. -2014.- V. 56. - P. 1078-1113.
4. Haas T., Schuessler A. Welding and Joining of TiNi Shape Memory Alloys // Engineering Aspects and Medical Applications, SMST-99: Proc. 1st Int. Euro. Conf. on Shape Memory and Superelastic Technologies. - Antwerpen, Belguim, 1999. - P. 103-114.
5. Шляпин С.Д., Гусев Д.Е., Сенкевич К.С., Мамаев B.C. Структура и свойства сварных соединений сплавов на основе никелида титана TiNi // Технология легких сплавов. - 2008. - № 3. - С. 65-72.
6. Oliveira J.P., Miranda R.M., Braz Fernandes F.M. Welding and joining of NiTi shape memory alloys: A review // Progr. Mater. Sci. -2017. - V. 88. - P. 412-466.
7. Senkevich K.S., Shlyapin S.D. Investigation of the process of diffusion bonding of alloys based on titanium nickelide // Welding Int. -
2012. - V. 26. - P. 736-738.
8. Senkevich K.S. A study of the microstructure of diffusion joints of TiNi-base alloys // Met. Sci. Heat Treatment. - 2014. - V. 55. - No. 1112. - P. 675-679.
9. Gusev D.E., Senkevich K.S., Knyazev M.I. Effect of high-temperature treatment on the structure and properties of TiNi-base alloys // Met. Sci. Heat Treatment. - 2012. - V. 54. - No. 3-4. - P. 184-188.
10. Senkevich K.S., Gusev D.E. Study of alloy microstructure based on TiNi after high-temperature treatment // Met. Sci. Heat Treatment. -2016. - V. 58. - No. 5-6. - P. 273-278.
11. Otsuka K., Ren X. Physical metallurgy of Ti-Ni-based shape memory alloys // Progr. Mater. Sci. - 2005. - V. 50. - P. 511-678.
12. Коллеров М.Ю., Ильин A.A., Гусев Д.Е., Ламзин Д.А. Влияние механизмов деформации на усталостные свойства металлических материалов// Металлы. - 2008. - № 5. - С. 72-79.
13. Wang X., Xu B., Yue Z, Tong X. Fracture behavior of the compact tension specimens in NiTi shape memory alloys // Mater. Sci. Eng. A. - 2008. - V. 485(1-2). - P. 14-19.
14. Gall K., Yang N., Sehitoglu H., Chumlyakov Y.I. Fracture of precipitated NiTi shape memory alloys // Int. J. Fract. - 2001. - V. 109(2). -P. 189-207.
15. Olsen J.S., Zhang Z.L., Lu H., Van der Eijk C. Fracture of notched round-bar NiTi-specimens // Eng. Fract. Mech. - 2012. - V. 84. -P. 1-14.
16. Rahim M., Frenzel J., Frotscher M., Pfetzing-Micklich J., Steegmul-lerM, Wohlschlogel H., Mughrabi G. Eggeler impurity levels and fatigue lives of pseudoelastic NiTi shape memory alloys // Acta Mater. -
2013. - V. 61. - P. 3667-3686.
17. Gloanec A.-L., Cerracchio P., Reynier B., Van Herpen A., Riberty P. Fatigue crack initiation and propagation of a TiNi shape memory alloy // Scripta Mater. - 2010. - V. 62(10). - P. 786-789.
18. Joshi V.A. Titanium Alloys: An Atlas of Structures and Fracture Features. - 2006. - 248 p.
Поступила в редакцию 27.07.2017 г., после переработки 31.10.2017 г.
Сведения об авторах
Сенкевич Кирилл Сергеевич, к.т.н., инж. МАИ, senkevichks@yandex.ru Гусев Дмитрий Евгеньевич, к.т.н., проф. МАИ, gusev-home@mail.ru
