1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 120, № 5, 2019

Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 5, стр. 545-552

Влияние структурно-фазового состояния на ползучесть ультрамелкозернистого титанового сплава системы Ti–Al–V–Mo

Г. П. Грабовецкая a, *, О. В. Забудченко a, И. П. Мишин a, И. В. Раточка a, О. Н. Лыкова a

a Институт физики прочности и материаловедения СО РАН
634021 Томск, пр. Академический, 4/2 1, Россия

* E-mail: grabg@ispms.tsc.ru

Поступила в редакцию 31.05.2018
После доработки 10.07.2018
Принята к публикации 22.08.2018

Полный текст (PDF)

Аннотация

Исследовано влияние фазового состава на закономерности ползучести ультрамелкозернистого титанового сплава системы Ti–Al–V–Mo при температуре 723 K и в интервале скоростей 10–7–10–5 с–1. Установлено, что формирование в сплаве ультрамелкозернистой структуры неравновесного фазового состава приводит к нарушению степенного закона ползучести. Показано, что данное нарушение связано с развитием в процессе ползучести фазового превращения β → α и перераспределением легирующих элементов. Обсуждаются физические причины снижения величины эффективной энергии активации ползучести сплава с ультрамелкозернистой структурой и неравновесном фазовым составом.

Ключевые слова: титановый сплав, ультрамелкозернистая структура, отжиг, ползучесть, фазовое превращение

ВВЕДЕНИЕ

Ультрамелкозернистые металлические материалы, сформированные методами интенсивной пластической деформации (ИПД), характеризуются высокой плотностью деформационных дефектов, высокоэнергетическими границами зерен, наличием внутренних упругих напряжений и вследствие этого являются метастабильными [1–3]. Кроме того, в ряде работ показано [4–6], что в таких ультрамелкозернистых металлических материалах коэффициенты зернограничной диффузии на несколько порядков выше, по сравнению с крупнозернистыми поликристаллами. Высокая неравновесность структуры и повышенные коэффициенты зернограничной диффузии ультрамелкозернистых металлов определяют низкую термическую стабильность их прочностных характеристик, в том числе и сопротивления ползучести. Например, для ультрамелкозернистого титана технической чистоты, в котором рекристаллизация и рост элементов его структуры наблюдается при температурах 673 K и выше, минимальная скорость ползучести в результате часовых дорекристаллизационных отжигов при температурах 573 и 623 K увеличивается соответственно в 2.5 и 6.5 раз [7]. Снижение сопротивления ползучести после дорекристаллизационных отжигов наблюдали и при ползучести ультрамелкозернистых никеля и меди [1].

Известно, что в сплавах при формировании ультрамелкозернистого состояния методами ИПД могут иметь место такие процессы, как фазовые превращения при температурах, несоответствующих равновесным значениям, и образование пересыщенных твердых растворов [8–10]. Выдержка ультрамелкозернистой структуры неравновесного фазового состава при повышенных температурах наряду с возвратом в деформированной структуре может вызывать распад пересыщенных твердых растворов и обратные фазовые превращения [10, 11]. Поэтому влияние дорекристаллизационных отжигов на ползучесть ультрамелкозернистых сплавов может иметь свои особенности по сравнению с чистыми металлами.

Целью данной работы является исследование влияния структурно-фазового состояния, сформированного в процессе ИПД и последующего отжига, на закономерности ползучести титанового сплава системы Ti–Al–V–Mo.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

В качестве материала для исследования использовали промышленный (α + β)-титановый сплав системы Ti–Al–V–Mo (далее сплав ВТ16) со следующим содержанием основных легирующих элементов в мас. %: Al – 3.1, V – 4.5, Мо – 4.9.

Ультрамелкозернистая структура в сплаве была сформирована методом прессования со сменой оси деформации. Прессование сплава было проведено за два цикла при температурах 1023 и 923 К. Один цикл состоял из трех прессований. Деформация за одно прессование составляла ~50%. Прессование проводили со скоростью ~10–3 с–1. Перед прессованием сплав был закален от температуры 1068 К.

Структуру ультрамелкозернистого сплава исследовали с помощью просвечивающего электронного (марка JEM-2100) микроскопа. Размеры структурных элементов определяли методом секущей на фотографиях темнопольного изображения микроструктуры. Выборка составляла не менее 200 элементов. Фазовый состав, параметры решеток фаз и микроискажение кристаллической решетки α-фазы сплава определяли в излучении СоKα с помощью дифрактометра Shimadzu XRD-7000, снабженного для расчета указанных параметров программой PowderCell.

Испытания на растяжение проводили в интервале температур 293–973 К с начальной скоростью 6.9 × 10–3 с–1 в установке ПВ-3012М с автоматической записью кривой растяжения в координатах нагрузка-время. Испытания на ползучесть проводили при температуре 723 К, в вакууме 10–2 Па при постоянной нагрузке в интервале скоростей 10–5–10–7 с–1. Удлинение образцов измеряли оптическим катетометром КМ-6 с точностью ±5 мкм.

Величину эффективной энергии активации ползучести (Qс) определяли стандартным методом температурного скачка [12] при изменении температуры на 10 К. Вычисление Qc проводили по формуле [12]:

(1)
${{Q}_{c}} = {{R\ln ({{{{{\dot {\varepsilon }}}_{2}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{{\dot {\varepsilon }}}_{2}}} {{{{\dot {\varepsilon }}}_{1}}}}} \right. \kern-0em} {{{{\dot {\varepsilon }}}_{1}}}})} \mathord{\left/ {\vphantom {{R\ln ({{{{{\dot {\varepsilon }}}_{2}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{{\dot {\varepsilon }}}_{2}}} {{{{\dot {\varepsilon }}}_{1}}}}} \right. \kern-0em} {{{{\dot {\varepsilon }}}_{1}}}})} {({1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 {{{T}_{1}}}}} \right. \kern-0em} {{{T}_{1}}}} - {1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 {{{T}_{2}}}}} \right. \kern-0em} {{{T}_{2}}}})}}} \right. \kern-0em} {({1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 {{{T}_{1}}}}} \right. \kern-0em} {{{T}_{1}}}} - {1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 {{{T}_{2}}}}} \right. \kern-0em} {{{T}_{2}}}})}},$
где ${{\dot {\varepsilon }}_{1}}$ и ${{\dot {\varepsilon }}_{2}}$ – скорости установившейся ползучести до и после изменения температуры, R – газовая постоянная; Т1 и Т2 – абсолютные температуры.

Образцы для испытания в виде двойной лопатки с размерами рабочей части 5 × 1.5 × 0.7 мм3 вырезали из заготовок электроискровым способом. Поверхность образцов перед испытанием подвергали механической шлифовке и электролитической полировке.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

В состоянии поставки исследуемый сплав ВТ16 имеет поликристаллическую структуру с размером зерен в интервале 20–60 мкм и содержит две фазы: α и β. Содержание β-фазы в сплаве составляет 22 ± 1 об. %. В результате закалки от температуры 1068 К в сплаве формируется пластинчатая структура (рис. 1а) с шириной пластин от 0.3 до 1.2 мкм. Закаленный сплав ВТ16 является трехфазным и содержит фазы α'', α и β (рис. 1б).

Рис. 1.

Микроструктура (а) и участок дифрактограммы (б) сплава ВТ16 закаленного от температуры 1068 К.

На рис. 2 представлено типичное электронно-микроскопическое изображение структуры, формирующейся в закаленном сплаве ВТ16 в результате двух циклов прессования (далее это сплав в состоянии 1). На светлопольном изображении структуры сплава границы зерен и отдельные дислокации не выявляются (рис. 2a). В то же время на электронограммах структуры (площадь апертурной диафрагмы ~1.6 мкм2) наблюдается значительное количество рефлексов, расположенных по окружности (рис. 2a). На темнопольных изображениях, полученных в разных рефлексах, видно, что структура сплава в состоянии 1 состоит из отдельных элементов с размерами менее 1 мкм (рис. 2б). Исследования темнопольных изображений структуры показали, что в сплаве ВТ16 в процессе прессования формируется зеренно-субзеренная структура, размеры элементов которой находятся в основном в пределах от 0.3 до 0.6 мкм (рис. 2в). Средний размер элементов структуры (dср), определенный по темнопольному изображению, составляет 0.45 ± 0.16 мкм.

Рис. 2.

Электронно-микроскопическое изображение структуры (а, б), распределение элементов зеренно-субзеренной структуры по размерам (в) и участок дифрактограммы (г) ультрамелкозернистого сплава ВТ16 в состоянии 1; а – светлопольное изображение структуры; б – темнопольное изображение структуры в рефлексе типа (002)α.

Методами рентгеноструктурного анализа было установлено, что в процессе прессования в сплаве происходят фазовые превращения α'' → β и β → α. После двух циклов прессования сплав становится двухфазным и содержит α и β-фазы (рис. 2г). Объемная доля β-фазы в сплаве составляет 35 ± 1 об. %. Это на 13 об. % больше по сравнению с исходным незакаленным состоянием сплава. При этом параметр решетки β-фазы увеличивается с 0.3245 до 0.3252 нм, что свидетельствует об уменьшении в ее объеме таких легирующих элементов, как молибден и ванадий [13]. Величина упругих микроискажений кристаллической решетки α-фазы сплава ВТ16 в состоянии 1 составляет 9 × 10–4, что свидетельствует о наличии высоких внутренних напряжений в структуре (в сплаве в исходном состоянии величина микроискажений кристаллической решетки α-фазы не превышала 10–4).

Для определения температурного интервала стабильности полученной ультрамелкозернистой структуры и ее механических свойств были проведены часовые отжиги в интервале температур 573–923 К. Электронно-микроскопические исследования показали, что рекристаллизация и увеличение среднего размера элементов ультрамелкозернистой структуры сплава имеет место после отжигов при температурах 873 К и выше. Кроме того, в процессе часовых отжигов при температурах выше 773 К в сплаве наблюдается уменьшение объемной доли β-фазы и снижение внутренних напряжений в α-фазе. Так, после отжига при температуре 873 К, 1 ч объемная доля β‑фазы уменьшилась до 28 ± 1%, а величина микроискажений кристаллической решетки α-фазы – до 4 × 10–4.

В результате формирования ультрамелкозернистой структуры значения предела текучести (σ0.2) и временного сопротивления разрушению (σB) сплава при комнатной температуре увеличиваются примерно на 25%, а деформация до разрушения (δ) уменьшается в ~1.5 раза по сравнению с крупнозернистым состоянием (табл. 1). При повышении температуры испытания до 723 К прочностные характеристики сплава в ультрамелкозернистом состоянии остаются выше соответствующих значений для сплава в крупнозернистом состоянии.

Таблица 1.  

Механические свойства сплава ВТ16 в исходном крупнозернистом (КЗ) и ультрамелкозернистом (УМЗ) состояниях при температурах 293 и 723 К

Состояние сплава ВТ16 dср, мкм Т, К σ0.2 ± 15, МПа σB ± 15, МПа δ ± 1%
КЗ 27 905 1002 18
УМЗ (состояние 1) 0.45  293 1134 1218 13
УМЗ (состояние 2) 0.43   1186 1292 11
КЗ 27 560 634 22
УМЗ (состояние 1) 0.45  723 602 660 39
УМЗ (состояние 2) 0.43   635 688 36

На рис. 3 представлены зависимости значений dср и σ0.2 ультрамелкозернистого сплава от температуры часового отжига. Видно, что после отжигов в интервале температур 573–773 К значения σ0.2 ультрамелкозернистого сплава ВТ16 либо не изменяются, либо увеличиваются. Наблюдаемое повышение значений σ02 сплава после указанных отжигов может быть связано с изменением фазового состава. Известно [14], что величина σ0.2 сплава ВТ16 чувствительна к изменению фазового состава. При более высоких температурах отжига, при которых в ультрамелкозернистой структуре сплава имеет место рост величины dср и снижение внутренних напряжений, происходит быстрое уменьшение значений σ0.2.

Рис. 3.

Зависимости среднего размера элементов ультрамелкозернистой зеренно-субзеренной структуры (1) и значений σ0.2 (2) сплава ВТ16 в состоянии 1 от температуры часового отжига.

Для исследования влияния отжигов при температурах до 873 К на структурно-фазовое состояние и прочностные характеристики ультрамелкозернистой структуры был проведен отжиг сплава при температуре 673 К, в течение 30 ч (далее это сплав в состоянии 2). В результате указанного отжига средний размер элементов ультрамелкозернистой структуры сплава изменяется в пределах ошибки измерения (с 0.45 до 0.43 мкм).

В то же время из гистограммы распределения элементов структуры по размерам следует, что в структуре сплава в состоянии 2 имеются элементы меньшего и большего размера относительно минимальных и максимальных размеров элементов ультрамелкозернистой структуры сплава в состоянии 1 (рис. 4а). Такое изменение в распределении элементов ультрамелкозернистой структуры по размерам при практически стабильном значении dср может быть результатом одновременного развития таких процессов, как рост отдельных элементов, рекристаллизация и выделение дисперсных частиц новой фазы.

Рис. 4.

Распределение элементов зеренно-субзеренной структуры по размерам (а), участок дифрактограммы (б) и электронно-микроскопическое изображение структуры (в, г) ультрамелкозернистого сплава ВТ16 в состоянии 2; в – светлопольное изображение структуры; г – темнопольное изображение структуры в рефлексе типа (101)α.

Фазовый анализ, проведенный методами рентгеноструктурного анализа, не выявил появления новых фаз в сплаве в состоянии 2 по сравнению с состоянием 1 (рис. 4б). Однако в процессе формирования его структуры происходит уменьшение объемной доли β-фазы с 35 ± 1 до 25 ± 1 об. %, а параметра ее решетки с 0.3253 до 0.3246 нм. Последнее свидетельствует о перераспределении легирующих элементов и увеличении концентраций молибдена и ванадия в объеме β-фазы [13]. В результате отжига также уменьшается величина упругих микроискажений решетки α-фазы с 9 × 10–4 до 5 × 10–4, что соответствует снижению внутренних напряжений.

Подробные электронно-микроскопические исследования показали, что в сплаве ВТ16 в состоянии 2 границы зерен выражены более четко по сравнению с состоянием 1 (рис. 4в). При этом бездислокационные рекристаллизованные зерна обнаружены не были. В некоторых зеренах сплава наблюдается пластинчатая структура с поперечным размером пластин 10–30 нм (рис. 4г). Кроме зерен с пластинчатой структурой в сплаве присутствуют зерна, на границах которых имеются наноразмерные частицы (рис. 4г). Пластины и наноразмерные частицы наблюдаются в рефлексе типа (101)α. Поэтому можно предполагать, что пластины и наноразмерные частицы являются выделениями α-фазы, образовавшимися в результате β → α-превращения в процессе отжига при 673 К.

Фазовое превращение β → α, приводящее к повышению прочности β-фазы за счет увеличения в ее объеме легирующих элементов молибдена и ванадия, а также формирование зерен с пластинча той структурой и появление наноразмерных частиц в структуре в процессе отжига при температуре 673 К, 30 ч являются, по-видимому, факторами, способствующими повышению прочностных характеристик ультрамелкозернистого сплава ВТ16 в состоянии 2 по сравнению с состоянием 1 (см. табл. 1).

На рис. 5а представлены типичные кривые ползучести при температуре 723 К ультрамелкозернистого сплава ВТ16 в состояниях 1 и 2. Для этих кривых ползучести в общем случае характерно наличие двух стадий ползучести: установившейся и ускоренной. Отличительной особенностью кривых ползучести сплава в состоянии 1 является большая (в 1.5–2.5 раза) по сравнению с состоянием 2 величина мгновенной деформации. Однако продолжительность по величине деформации стадии установившейся ползучести сплава в состоянии 1 примерно в 1.5 раза меньше по сравнению с состоянием 2. Это указывает на большую устойчивость к локализации деформации ультрамелкозернистого сплава в состоянии 2 по сравнению с состоянием 1. Кроме того, во всем исследованном интервале скоростей (10–5–10–7 c–1) значения скоростей установившейся (минимальной) ползучести сплава ВТ16 в состоянии 2 ниже соответствующих значений для состояния 1. Повышение сопротивления ползучести ультрамелкозернистого сплава ВТ16 в состоянии 2 связано, по-видимому, как и рост прочностных характеристик при растяжении, с повышением прочности β-фазы за счет увеличения в ее объеме легирующих элементов и появлением в сплаве зерен с пластинчатой структурой. Известно [15], что сопротивление ползучести пластинчатой структуры титановых сплавов выше по сравнению с глобулярной.

Рис. 5.

Кривые ползучести (а) и зависимость минимальной скорости ползучести от напряжения (б) ультрамелкозернистого сплава ВТ16 в состояниях 1 (кривые 1 и 1 ') и 2 (кривые 2 и 2 '), полученные при 723 К.

Исследование зависимости скорости установившейся ползучести от приложенного напряжения ультрамелкозернистого сплава ВТ16 при температуре 723 К показало, что эта зависимость в двойных логарифмических координатах для сплава в состоянии 2 имеет линейный характер (рис. 5б, кривая 2). Это свидетельствует о том, что ползучесть ультрамелкозернистого сплава ВТ16 в состоянии 2 при температуре 723 К в исследуемом интервале скоростей описывается известным степенным законом ползучести [16]. При этом значение показателя чувствительности к напряжению (n2 = 4.2) близко к значениям n для титана и его сплавов, деформация которых осуществляется движением дислокаций и контролируется объемной диффузией [16–19]. Зависимость скорости установившейся ползучести от приложенного напряжения в двойных логарифмических координатах для сплава в состоянии 1 отклоняется от линейной зависимости (см. рис. 5б, кривая 1).

Отклонение от степенного закона ползучести для сплава ВТ16 в состоянии 1, может быть связано с развитием фазового превращение β → α в процессе ползучести, и, как следствие, упрочнением β-фазы. Это предположение подтверждают рентгеноструктурные исследования образцов после ползучести на установившейся стадии. Так, фазовый состав сплава ВТ16 в состоянии 2 на недеформируемой части за время ползучести 8 ч изменяется в пределах ошибки измерения. В то же время в процессе ползучести сплава в состоянии 1 на недеформируемой части образца за 8 ч ползучести происходит уменьшение объемной доли β-фазы с 35 до 29 об. %, а параметра ее решетки – с 0.3253 до 0.3249 нм. На рабочей части образца уменьшение объемной доли β фазы может быть большим из-за повышения скорости фазовых превращений. Известно [15], что коэффициенты диффузии легирующих элементов и скорость фазовых превращений в титановых сплавах увеличиваются с ростом напряжения и скорости деформации.

Рассчитанная по уравнению (1) величина Qc = = 269 ± 15 кДж/моль ультрамелкозернистого сплава ВТ16 в состоянии 2 при температуре 723 К близка к значениям Qc для мелко- и крупнозернистых сплавов титана (289–375 кДж/моль [17]), ползучесть которых осуществляется движением дислокаций и контролируется объемной диффузией. В то же время величина Qc = 202 ± 20 кДж/моль сплава в состоянии 1, определенная в области нагрузок, при которых наблюдается наименьшее различие значений n для сплава в состояниях 1 и 2, меньше значений Qc для состояния 2 и мелко- и крупнозернистых сплавов титана.

Из литературы известно [17–19], что уменьшение величины Qc ультрамелкозернистых материалов по сравнению с мелко- и крупнозернистыми наблюдается в случае, когда в процессе ползучести материала действует совокупность двух или трех следующих механизмов деформации: движения дислокаций, скольжения по границам зерен и диффузионная ползучесть. Изучение деформационного рельефа предварительно полированной рабочей части образцов исследуемого ультрамелкозернистого сплава ВТ16 в обоих состояниях после ползучести на установившейся стадии не выявило наличия заметного зернограничного скольжения. Поэтому можно предполагать, что уменьшение величины Qc для ультрамелкозернистого сплава ВТ16 в состоянии 1, связано с развитием диффузионных потоков элементов, сопровождающих фазовое превращение β → α в процессе ползучести.

ВЫВОДЫ

1. Прессование сплава ВТ16 при температурах 1023 и 923 К со сменой оси деформации приводит к формированию в его объеме зеренно-субзеренной ультрамелкозернистой структуры с неравновесным (α + β)-фазовым составом.

2. В процессе ползучести при температуре ниже температуры рекристаллизации в ультрамелкозернистом сплаве ВТ16 с неравновесным фазовым составом имеют место такие процессы, как фазовое превращение β → α и перераспределение легирующих элементов, что приводит к отклонению от степенного закона ползучести.

3. Повышение сопротивления ползучести ультрамелкозернистого сплава ВТ16 после отжига при температуре 673 К связано с превращением β → α, перераспределением легирующих элементов, увеличивающим прочность β-фазы, и появлением в сплаве зерен с пластинчатой структурой.

4. Совокупность значений показателя чувствительности к напряжению и эффективной энергии активации ползучести, а также характер деформационного рельефа поверхности рабочей части образцов, позволяют предполагать, что в процессе ползучести при температуре 723 К ультрамелкозернистого сплава ВТ16, с фазовым составом близким к равновесному, основным механизмом деформации является движение дислокаций.

Работа выполнена с использованием оборудования центра коллективного пользования ИФПМ СО РАН “НАНОТЕХ” в рамках Проектов фундаментальных научных исследований ГАН, направление III.23.

Список литературы

  1. Колобов Ю.Р., Валиев Р.З., Грабовецкая Г.П. Жиляев А.П., Дударев Е.Ф., Иванов К.В., Кашин О.А., Найденкин Е.В. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. Новосибирск: Наука, 2001. 232 с.

  2. Tyumentsev A.N., Ditenberg I.A. Nanodipoles of Partial Disclinations in the Region of Localized Elastic Distortions // Phys. Mesomech. 2015. V. 18. № 2. P. 158–162.

  3. Попов В.В., Сергеев А.В., Столбовский А.В. Эмиссионная мессбауровская спектроскопия границ зерен ультрамелкозернистых W и Mo, полученных интенсивной пластической деформацией // ФММ. 2017. Т. 118. № 4. С. 372–379.

  4. Divinski S.V., Reglitz G., RoËsner H., Estrin Yu., Wilde G. Ultra-fast diffusion channels in pure Ni severely deformed by equal-channel angular pressing // Acta Mater. 2011. V. 59. P. 1974–1985.

  5. Грабовецкая Г.П., Мишин И.П., Раточка И.В., Псахье С.Г., Колобов Ю.Р. Зернограничная диффузия никеля в субмикрокристаллическом молибдене, полученном интенсивной пластической деформацией // Письма в Журнал техническая физика. 2008. № 4. С. 7–14.

  6. Попов В.В., Сергеев А.В. Зернограничная диффузия кобальта в субмикрокристаллическом молибдене, полученном кручением под высоким давлением // ФММ. 2017. Т. 118. № 11. С. 1149–1154.

  7. Грабовецкая Г.П., Забудченко О.В., Мишин И.П. Деформационное поведение субмикрокристаллического титана при ползучести // Деформация и разрушение материалов. 2013. № 1. С. 26–33.

  8. Гапонцев В.Л., Кондратьев В.В. Диффузионные фазовые превращения в нанокристаллических сплавах при интенсивной пластической деформации // ДАН. 2002. Т. 385. № 5. С. 608–611.

  9. Straumal B.B., Kilmametov A.R., Ivanisenko Yu., Gornakova A.S., Mazilkin A.A., Kriegel M.J., Fabrichnaya O.B., Baretzky B., Hahn H. Phase Transformations in Ti–Fe Alloys Induced by High-Pressure Torsion // Adv. Eng. Mater. 2015. V. 17. № 12. P. 1835–1841.

  10. Grabovetskaya G.P., Ratochka I.V, Mishin I.P., Zabudchenko O.V., Lykova O.N. Evolution of the structural-phase state of a Ti–Al–V–Mo alloy during severe plastic deformation and subsequent annealing // Russian Physics J. 2016. V. 59. № 1. P. 109–115.

  11. Попов А.А., Илларионов А.Г., Демаков С.Л., Степанов С.И., Карабаналов М.С., Елкина О.А. Влияние параметров термообработки на структурные и фазовые превращения в (α-β)-титановом сплаве, подвергнутом термомеханическому воздействию // ФММ. 2010. Т. 109. № 6. С. 694–700.

  12. Гарофало Ф. Законы ползучести и длительной прочности металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1968. 304 с.

  13. Мальцев М.В., Кашников Н.И. Исследование распада мартенсита при непрерывном нагреве титанового сплава ВТ16 // ФММ. 1978. Т. 45. № 2. С. 426–428.

  14. Попов А.А., Илларионов А.Г., Степанов С.И., Ивасишин О.М. Влияние температуры закалки на структуру и свойства титанового сплава. Физико-механические свойства. // ФММ. 2014. Т. 115. № 5. С. 549–554.

  15. Коллингз Е.В. Физическое металловедение титановых сплавов. М: Металлургия, 1988. 223 с.

  16. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. Челябинск: Металлургия, 1989. 325 с.

  17. Kral P., Dvorak J., Zherebtsov S., Salishchev G., Kvapilova M., Sklenicka V. Effect of severe plastic deformation on creep behavior of a Ti–6Al–4V alloy // J. Mater. Sci. 2013. V. 48. P. 4789–4795.

  18. Naydenkin E.V., Grabovetskaya G.P., Ivanov K.V. The Effect of Grain Boundary State on Deformation Process Development in Nanostructured Metals Processed by the Methods of Severe Plastic Deformation // Mater. Sci. Forum. 2011. V. 683. P. 69–79.

  19. Shi J., Zikry M.A. Grain size, grain boundary sliding, and grain boundary interaction effects on nanocrystalline behavior // Mater. Sci. Eng. A. 2009. V. 520. № 1–2. P. 121–133.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал