Физика металлов и металловедение, 2020, T. 121, № 2, стр. 157-164

Изменение фазового состава и параметров твердого раствора на основе α-Ti в поверхностных слоях сплава Ti–6Al–4V, подвергнутого электронно-пучковой обработке

О. Б. Перевалова a*, А. В. Панин a b, Е. А. Синякова a

a Институт физики прочности и материаловедения СО РАН
634055 Томск, пр. Академический, 2/4, Россия

b Национальный исследовательский Томский политехнический университет
634050 Томск, пр. Ленина, 30, Россия

* E-mail: perevalova52@mail.ru

Поступила в редакцию 17.04.2019
После доработки 10.09.2019
Принята к публикации 17.09.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методами рентгеноструктурного анализа, просвечивающей и растровой электронной микроскопии исследованы микроструктура, фазовый состав и параметры твердого раствора на основе α-Ti в сплаве Ti–6Al–4V, обработанном импульсным и непрерывным электронными пучками с плотностью энергии, равной 18–24 и 450 Дж/см2 соответственно. В исходном состоянии двухфазный (α + β) сплав имел поликристаллическую структуру с равноосными зернами α-фазы и зернами β фазы, расположенными в стыках или по границам зерен α-фазы. После обработки электронными пучками в поверхностном слое, испытавшем плавление, образуется α'-мартенсит с пластинчатой структурой, который затем испытывает фазовое превращение α' → α + α" + β. В α-фазе сохраняется пластинчатая структура, унаследованная от α'-мартенсита. β-фаза располагается по границам пластинчатых зерен α-фазы, α"-фаза – как в β-фазе, так и внутри пластинчатых зерен α-фазы. Обнаружено, что чем больше суммарная объемная доля фаз β и α", тем больше параметры решетки α-Ti, их отношение c/a и меньше полные среднеквадратичные смещения атомов в направлении 101 в фазе α-Ti. Уменьшение полных среднеквадратичных смещений в фазе α-Ti обусловлено диффузией атомов ванадия в β-фазу. С увеличением плотности энергии электронного пучка и, соответственно, с уменьшением скорости охлаждения расплавляемого поверхностного слоя суммарная объемная доля фаз β и α" увеличивается и достигает 6%.

Ключевые слова: титановый сплав Ti–6Al–4V, электронно-пучковая обработка, рентгеноструктурный анализ, просвечивающая и растровая электронная микроскопия, фазовый состав, микроструктура, полные среднеквадратичные смещения атомов

ВВЕДЕНИЕ

Применение электронных пучков для обработки титана и его сплавов обусловлено возможностью уменьшения шероховатости их поверхности [1, 2], улучшения коррозионных свойств и повышения микротвердости [3, 4]. Кристаллодинамика ОЦК-ГПУ-мартенситного превращения подробно описана в работах [5, 6]. В техническом титане в поверхностных слоях, испытывающих плавление при обработке, изменяется микроструктура основной α-фазы. Вследствие высокой скорости охлаждения морфология α-фаза становится пластинчатой, унаследованной от α'-мартенсита. Внутри пластинчатых зерен α-фазы наблюдаются дислокации и двойниковые границы [7, 8]. После обработки в поверхностном слое возникают упругие макронапряжения растяжения [2, 8]. При увеличении плотности энергии пучка от 18 до 24 Дж/см2 увеличивается толщина проплавляемого слоя от 10 до 20 мкм соответственно. В сплаве Ti–6Al–4V, как и в техническом титане, после обработки электронным пучком образуется пластинчатая микроструктура α-фазы, унаследованная от α'-мартенсита [912]. Некоторые авторы отмечают изменение фазового состава сплава Ti‒6Al–4V после обработки, в частности, исчезновение фазы β-Ti [10] и появление α"-мартенсита [11]. В слое, испытавшем плавление, возникает текстура [11, 12]. В процессе электронно-пучковой обработки можно варьировать толщину проплавленного слоя и скорость его охлаждения [28], и, следовательно, эффективно управлять механическими и трибологическими свойствами титановых сплавов. Тем не менее в настоящее время остается слабо изученным вопрос о влиянии режима электронно-пучковой обработки на фазовый состав в модифицированном поверхностном слое сплава Ti–6Al–4V. В связи с этим в настоящей работе поставлена задача исследовать влияние плотности энергии электронного пучка и скорости охлаждения расплавляемого слоя на микроструктуру, фазовый состав и параметры твердого раствора на основе α-фазы этого слоя.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

Материалом исследования был титановый сплав Ti–6Al–4V (в вес. % 5.95 Al, 4.37 V, 0.02 Si, 89.66 Ti) в состоянии поставки и после обработки электронными пучками. Образцы имели форму пластин размером 20 × 40 × 2 мм. Обработку проводили как импульсным, так и непрерывным пучками. Обработку импульсным пучком проводили на установке “SOLO” (ИСЭ СО РАН, Томск) [13] с одной стороны образца тремя импульсами с длительностью 50 мкс и частотой следования импульсов 0.3 с–1. Плотность энергии пучка составляла 18 и 24 Дж/см2. Обработка происходила в атмосфере инертного газа аргона при остаточном давлении 0.02 Па. На установке 6Е400 (ООО “НПК ТЭТа”, Томск) [14] в вакууме проводили обработку непрерывным электронным пучком в режиме сканирования поверхности. Электронный пучок диаметром 0.5 мм был развернут в линию длиной 27 мм. Частота развертки электронного пучка составляла 100 Гц. В процессе обработки титановые пластины перемещались относительно электронного пучка со скоростью 20 мм/с. Сила тока при обработке составляла 60 мА, что соответствует плотности энергии 450 Дж/см2. Проводилась как однократная (один проход луча, N = 1) так и двукратная обработка (с повторным проходом луча, N = 2).

Рентгеноструктурные исследования (РСА) осуществляли на дифрактометре ДРОН-7 в Cu Kα-излучении, определяли фазовый состав, объемную долю вторых фаз (β-Ti + α"-Ti), параметры кристаллической решетки фазы α-Ti и полные среднеквадратичные смещения атомов 〈u2〉 в фазе α-Ti [15]. Оценку полного среднеквадратичного смещения 〈u2〉 проводили с учетом соотношения интенсивностей рентгеновских отражений разных порядков от одной и той же плоскости hkl, а именно, 002 и 004, 101 и 202 [15]. Для оценки среднеквадратичного смещения атомов 〈u2〉 в ГПУ-решетке α-Ti использовали соотношение, полученное для 〈u2〉 в простой кубической решетке с одним атомом на ячейку Браве в рамках модели независимого гармонического осциллятора [15]. В [16] было показано, что величина смещения, а именно, корень квадратный из полного среднеквадратичного смещения (√〈u2〉) пропорциональна числу атомов, приходящихся на одну ячейку Браве. Тогда для ГПУ решетки, в которой на ячейку Браве приходится 2 атома, значение √〈u2〉 следует разделить на 2. Изменение полного среднеквадратичного смещения атомов в сплавах при разной концентрации легирующего элемента и при одинаковой температуре рентгеновской съемки обусловлено изменением статической составляющей [17].

Методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) на электронном микроскопе JEM-2100 исследовали микроструктуру поверхностных слоев и их фазовый состав. Для идентификации фаз и определения их морфологии использовали темнопольную методику. Фольги утонялись методом ионного травления на установке ION-SLICER EM-09100IS при напряжении 6–8 кВ и угле скольжения 2–4 град в вакууме. Использовался пучок ионов аргона.

Микроструктуру поверхности обработанных образцов исследовали на растровом электронном микроскопе ЕVO 50 (РЭМ).

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

В исходном состоянии сплав Ti–6Al–4V является двухфазным (α + β). На дифрактограмме (рис. 1а) присутствуют сильные пики α-Ti. Пик 110 β-Ti находится между пиками 002 и 101 α-Ti. Объемная доля β-Ti составляет 5 об. %. В фазе α‑Ti смещения атомов √〈u2002 вдвое меньше смещений √〈u2101 (табл. 1). Параметры кристаллической решетки фазы α-Ti в исследуемом сплаве меньше, чем параметры чистого α-Ti, тем не менее отношения параметров c/a имеют близкие значения (табл. 1). Это свидетельствует о том, что кристаллическая решетка α-фазы в исходном состоянии сплава Ti–6Al–4V не искажена. Уменьшение параметров решетки фазы α-Ti по сравнению с параметрами решетки чистого титана также обнаружено в сплаве Ti–6Al–4V [18], а в сплавах системы Ti–V – при увеличении концентрации ванадия [19], что обусловлено размерным фактором, так как атомные радиусы алюминия и ванадия меньше, чем атомный радиус титана.

Рис. 1.

Участки дифрактограмм образцов сплава Ti–6Al–4V в исходном состоянии (а) и после обработки импульсным с плотностью энергии 24 Дж/см2 (б) и непрерывным с плотностью энергии 450 Дж/см2 электронными пучками (в, г) с однократным (N = 1) (в) и двухкратным (N = 2) проходом луча (г).

Таблица 1.

Параметры кристаллической решетки фазы α-Ti (a и c) и их отношение (c/a) в чистом титане (1) и в исходном состоянии сплава Ti–6Al–4V (2), полное среднеквадратичное смещение атомов (√〈u2〉) в направлениях 002 и 101

Параметры решетки, нм √〈u2〉, нм
a c c/a 002 101
1 [17] 0.2959 0.4689 1.585    
2 0.2937 0.4660 1.587 0.01 0.02

Сплав Ti–6Al–4V до обработки электронным пучком находился в поликристаллическом состоянии со средним размером зерна в α-фазе, равным 2 мкм. На рис. 2 видно, что в стыке зерен α‑фазы находится зерно β-фазы. Средний размер зерен β-фазы составляет 0.3 мкм. После обработки равноосные зерна α-Ti наследуют форму и размеры первичных β-зерен, образовавшихся в результате быстрой кристаллизации из расплава (рис. 3). Увеличивается их средний размер по сравнению с размером α-зерен в исходном состоянии (табл. 2). Внутри этих зерен наблюдается пластинчатая структура (рис. 3), которая, как будет показано методами ПЭМ, обусловлена наличием игольчатого α'-мартенсита, образовавшегося при быстром охлаждении. Как и в образцах технического титана, подвергнутых электронно-пучковой обработке, границы зерен в игольчатом мартенсите являются большеугловыми [7, 8]. Значительное увеличение среднего размера равноосных зерен α-фазы при плотности энергии, равной 450 Дж/см2, свидетельствует о том, что скорость охлаждения при данной плотности энергии меньше, чем при плотности энергии, равной 18–24 Дж/см2. Для оценки скорости охлаждения авторы [2, 4, 20] использовали размер первичного β-зерна в поверхностном слое. В табл. 2 приведены оценочные значения скорости охлаждения расплавляемого при обработке слоя, полученные по формуле, предложенной в [4]. Уменьшение скорости охлаждения в образцах, обработанных непрерывным пучком с плотностью энергии 450 Дж/см2, обусловлено тем, что как толщина поверхностного слоя, испытавшего плавление, так и толщина зоны термического влияния, расположенной под расплавляемым слоем, больше, чем в случае плотности энергии, равной 18 или 24 Дж/см2 (табл. 2). Об изменениях в зеренной структуре, обусловленных кристаллизацией из расплава, рекристаллизацией в β-фазе и образованием α'-мартенсита при закалке, также свидетельствуют изменения в соотношении интенсивностей рентгеновских пиков α-Ti (рис. 1б–1г). Наибольшие изменения в соотношении интенсивностей пиков α-Ti произошли после обработки пучком с плотностью энергии 450 Дж/см2 (N = 2) (рис. 1г). Это состояние характеризуется наибольшим первичным β-зерном (табл. 2). Помимо соотношения интенсивностей пиков основной фазы, после обработки пучком отмечается изменение интенсивности пика 110 β– Ti (рис. 1б, 1в). При обработке пучком с плотностью энергии 24 Дж/см2 происходит ее уменьшение (рис. 1б). При этом объемная доля β-Ti не превышает 1%. При плотности энергии 450 Дж/см2 происходит увеличение интенсивности пика 110 фазы β-Ti, ее объемная доля достигает 4% (рис. 1в), а также отмечается появление пиков α"-мартенсита (рис. 4a, 4б). Определены параметры кристаллической решетки фазы α"-Ti в исследуемом сплаве Ti–6Al–4V: a = 0.3683 нм, b = 0.4999 нм, c = = 0.4540 нм. Методами ПЭМ фаза α"-Ti была обнаружена во всех образцах независимо от типа пучка и его плотности энергии.

Рис. 2.

Электронно-микроскопические изображения микроструктуры сплава Ti–6Al–4V в исходном состоянии (a–в): a – светлое поле, б – микродифракционная картина, в – темное поле в рефлексе $1\bar {1}\bar {2},$ принадлежащем плоскости обратной решетки (110) β-Ti.

Рис. 3.

Изображения зеренной структуры, полученные методом растровой электронной микроскопии, на поверхности образцов титанового сплава Ti–6Al–4V, обработанных электронным пучком с плотностью энергии 24 Дж/см2 (а) и 450 Дж/см2 (б, в): б – N = 1, в – N = 2.

Таблица 2.

Средний размер (〈d〉) первичных β-зерен, толщина зоны расплава (t1) и зоны термического влияния (t2), скорость охлаждения расплавляемого слоя (v) при разной плотности энергии (Е) электронного пучка и количестве проходов луча (N)

Параметры Е, Дж/см2
18 24 450
N = 1 N = 2
d〉, мкм 5 7 30 100
t1, мкм 15 25 65 200
t2, мкм 10 30 185 250
v × 10–5, K c–1 16 11 2 0.7
Рис. 4.

Участки дифрактограмм образцов сплава Ti–6Al–4V после обработки непрерывным электронным пучком с плотностью энергии 450 Дж/см2: с одним N = 1 (a) и двумя N = 2 проходами луча (б).

Эта фаза располагается в виде тонких прослоек как внутри пластинчатых зерен α-Ti, так и в фазе β-Ti, расположенной по границам зерен α-Ti (рис. 5). Линзовидные или пластинчатые зерна α фазы унаследованы от α'-мартенсита, так как к моменту исследования произошло фазовое превращение α' → α. Данное фазовое превращение сопровождается как образованием α"-Ti внутри пластинчатых зерен α-Ti, так и α"-Ti + β-Ti по их границам.

Рис. 5.

Электронно-микроскопические изображения пластинчатой микроструктуры в поверхностных слоях образца сплава Ti–6Al–4V, обработанного электронным пучком с плотностью энергии 450 Дж/см2: a – светлое поле, б – микродифракционная картина, в – темное поле в совпадающих рефлексах 104 (010) α"-Ti и $0\bar {1}3$ (331) β-Ti.

В [9] методом in situ показано, что в сплаве Ti–6Al–4V после обработки электронным пучком фазовое превращение α' → α + β происходит в течение 10 с. Наличие метастабильной фазы α"-Ti в исследуемых образцах свидетельствует о незавершенности фазового превращения α' → α + β в них.

На рис. 6а представлена линейная зависимость объемной доли β-фазы от корня квадратного из полного среднеквадратичного смещения атомов в направлении 101 в образцах, обработанных разного типа электронным пучком с разной плотностью энергии. Объемная доля β-фазы возрастает с уменьшением полного среднеквадратичного смещения атомов.

Рис. 6.

Зависимости объемной доли (δ) фаз β или β + α" (a), параметров c (б) и a (в) кристаллической решетки α-Ti, а также отношения с/a (г) от полного среднеквадратичного смещения атомов √〈u2〉 в кристаллографическом направлении 101.

Суммарная объемная доля фаз β + α" также возрастает с уменьшением √〈u2101. Объемная доля α"-фазы при плотности энергии пучка, равной 450 Дж/см2, составляет около 2%. При плотности энергии, равной 18 и 24 Дж/см2, методом РСА α"‑фаза не была обнаружена.

На рис. 6б представлена линейная зависимость параметра с ГПУ решетки α-фазы от √〈u2101: с уменьшением смещения атомов параметр с возрастает. Для параметра a ГПУ-решетки α-фазы можно указать лишь тенденцию его увеличения при уменьшении смещения (рис. 6в).

И, наконец, зависимость отношения c/a от смещения, представленная на рис. 6г, аналогична зависимости c от √〈u2101.

Наличие атомов замещения (ванадия и алюминия) и внедрения (кислорода) в твердом растворе должно влиять на смещения атомов в направлении 101, тогда как на смещения атомов в направления 002 в большей степени влияет наличие атомов внедрения. Поскольку атомы алюминия остаются в α-фазе, а атомы ванадия диффундируют из α в β-фазу [9], то изменение среднеквадратичного смещения атомов в направлении 101 в α-фазе связано с изменением концентрации ванадия в твердом растворе на основе этой фазы. Наибольшее значение среднеквадратичного смещения атомов и наименьшая доля β-фазы наблюдаются в образце, обработанном электронным пучком с плотностью 18 Дж/см2 (рис. 6а). β-фаза образуется в местах локализации ванадия, который является β-стабилизатором, а, именно, преимущественно на границах пластинчатых зерен, унаследованных от α' мартенсита. Известно, что увеличение концентрации элементов замещения в твердых растворах приводит к увеличению полного среднеквадратичного смещения атомов [1521], а в случае ванадия также и к уменьшению параметров решетки α-фазы [19]. Отсюда следует, что в образце, обработанном пучком с плотностью энергии 18 Дж/см2, где объемная доля β-Ti составляет 0.6%, ванадий остается в твердом растворе на основе α-Ti. Причиной этому, вероятно, служит высокая скорость охлаждения в процессе обработки. Часть атомов ванадия успевает диффундировать лишь к дислокациям внутри пластинчатых зерен, что приводит к образованию равномерно распределенной по α-зерну нанокристаллической α"-фазы. В этом случае происходит фазовое превращение α' → α + α". Другая часть атомов ванадия остается в твердом растворе на основе α-Ti, обусловливая неустойчивое состояние этой фазы.

Наименьшее значение полного среднеквадратичного смещения атомов и наибольшая объемная доля фаз (β-Ti + α"-Ti) наблюдаются в образце, обработанном пучком с плотностью энергии 450 Дж/см2 (N = 2) (рис. 6а). При этом объемная доля фаз β-Ti и α"-Ti и параметры ГПУ-решетки α-фазы возрастают. Это означает, что ванадий диффундирует из твердого раствора на основе α-фазы в β и α"-фазы. Имеет место фазовое превращение α' → α + α" + β. Состояние кристаллической решетки α-Ti в этом случае близко к стабильному.

Образцы сплава Ti–6Al–4V, дважды обработанные электронным пучком с плотностью энергии 450 Дж/см2, характеризуются не только наименьшим среднеквадратичным смещением атомов в направлении 101 и максимальной объемной долей фаз (β-Ti + α"-Ti) (6%), но и максимальной величиной соотношения c/a, которое становится равным 1.6 (рис. 6г). В [9] также обнаружили, что, когда в обработанном электронными пучками сплаве Ti–6Al–4V происходит превращение α' → α + β, то отношение c/a становится близким к 1.6. Такое значение c/a является характерным для искаженной решетки α-Ti. Искажение решетки α-Ti может происходить из-за кислорода, который может проникать из вакуумной камеры в процессе электронно-пучковой обработки.

Независимо от типа пучка и плотности его энергии микротвердость поверхностного слоя возрастает и достигает 6 ГПа. Однако можно предположить, что стабильность свойств этого слоя после разных режимов обработки будет отличаться. В [22] обнаружено, что после электронной обработки технического титана возрастает смещение атомов в α-фазе, что при последующем механическом нагружении приводит к фазовому переходу α → α". Появление α"-фазы должно приводить к уменьшению микротвердости. При наличии α"-фазы в поверхностном слое после электронно-пучковой обработки при скретч-тестировании возможен обратный фазовый переход α" → α, который приводит к уменьшению глубины царапины [23].

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В поверхностном слое сплава Ti–6Al–4V в процессе электронно-пучковой обработки изменяются микроструктура, фазовый состав, а также параметры кристаллической решетки твердого раствора на основе α-Ti. В α-фазе наследуется пластинчатая структура α' мартенсита, образовавшегося в результате быстрого охлаждения.

Затем α'-мартенсит распадается с образованием α + α" + β-фаз. По границам пластинчатых зерен α-фазы располагается β-фаза, α"-фаза – как в β-фазе, так и в виде тонких прослоек внутри пластинчатых зерен α-фазы. Объемная доля фаз β и α" зависит от типа пучка и плотности его энергии. При обработке импульсным пучком с плотностью энергии 18–24 Дж/см2 объемная доля этих фаз не превышает 1%. С уменьшением скорости охлаждения при обработке непрерывным пучком с плотностью энергии, равной 450 Дж/см2, объемная доля фаз β и α" возрастает и достигает 6%. Обнаружено, что чем больше объемная доля β- и α"-фаз, тем больше параметры решетки α фазы, отношение параметров c/a и тем меньше среднеквадратичные смещения атомов. Уменьшение смещений атомов в α-фазе обусловлено уменьшением концентрации атомов ванадия в твердом растворе.

Работа выполнена при финансовой поддержке Программы фундаментальных научных исследований государственных академий наук на 2013–2020 гг. Экспериментальные исследования проводились в Центре коллективного пользования ИФПМ СО РАН.

Список литературы

  1. Шулов В.А., Ягоднин Ю.Д., Сулима А.М., Тетюхин В.В. Ионно-лучевая модификация поверхностных слоев титановых сплавов // Металловедение и термич. обработка. 1990. № 8. С. 24–29.

  2. Gao Yu-kui. Surface modification of TC4 titanium alloy by high current pulsed electron beam (HCPEB) with different pulsed energy densities // J. Alloys Compounds. 2013. V. 572. P. 180–185.

  3. Rotshtein V.P., Shulov V.A. Surface modification and alloying of aluminum and titanium alloys with low energy high current electron beams // J.Metall. 2011. V. 2011. Article ID 673685 (15 p.).

  4. Zhang X.D., Zou J.X., Weber S., Hao S.Z., Dong C., Grosdider T. Microstructure and property modifications in a near α-Ti alloy induced by pulsed electron beam surface treatment // Surf.Coat.Technol. 2011. V. 206. P. 295–304.

  5. Кащенко М.П., Чащина В.Г. Кристаллодинамика ОЦК-ГПУ мартенситного превращения. I / Управляющий волновой процесс // ФММ. 2008. Т. 105. № 6. С. 571–577.

  6. Кащенко М.П., Чащина В.Г. Кристаллодинамика ОЦК-ГПУ мартенситного превращения. II/ Морфология // ФММ. 2008. Т. 106. № 1. С. 16–25.

  7. Перевалова О.Б., Панин А.В., Иванов Ю.Ф. Изменение параметров твердого раствора и микроструктуры технического титана при электронно-пучковой обработке // ФизХом. 2016. № 5. С. 36–45.

  8. Панин А.В., Казаченок М.С., Бородовицина О.М., Перевалова О.Б., Степанова О.М., Иванов Ю.Ф. Изменение структуры поверхностных слоев технического титана в процессе обработки низкоэнергетическими сильноточными электронными пучками // ФММ. 2016. Т. 117. № 6. С. 571–582.

  9. Xu W., Lui E.W., Pateras A., Qian M., Brandt M. In situ tailoring microstructure in additively manufactured Ti‒6Al–4V for superior mechanical performance // Acta Mater. 2017. V. 125. P. 390–400.

  10. Guo G., Tang G., Ma X., Sun M., Ozur G.E. Effect of high current pulsed electron beam irradiation on wear and corrosion resistance of Ti6Al4V // Surf. Coatings Technol. 2013. V. 229. P. 140–145.

  11. Shulov V.A., Gromov A.N., Teryaev D.A., Perlovich Yu.A., Isaenkova M.G., Fasenko V.A. Texture formation in the surface layer of VT6 alloy targets irradiated by intense pulsed electron beams // Inorganic Materials: Applied Reserch. 2017. V.8. № 3. P. 387–391.

  12. Zhang X.D., Hao S.Z., Grosdidier T., Zou J.X., Gao B., Bolle B., Allain-Bonasso N., Qin Y., Li X.N., Dong C. Surface Modification of Light Alloys by Low-Energy High-Current Pulsed Electron Beam // J. Metall. 2012. V. 2012. Article ID 762125 (10 p.).

  13. Proskurovsky D.I., Rotshtein V.P., Ozur G.E., Markov A.B., Nazarov D.S., Shulov V.A., Ivanov Yu.F., Buchheit R.G. Pulsed electron-beam technology for surface modification of metallic materials // J.Vac.Sci.Technol. A. 1998. V. 16. P. 2480–2488.

  14. Панин А.В., Казаченок М.С., Перевалова О.Б., Синякова Е.А., Круковский К.В., Мартынов С.А. Многоуровневые механизмы деформационного поведения технического титана и сплава Ti–6Al–4V, подвергнутых обработке высокочастотными электронными пучками // Физическая мезомеханика. 2018. Т. 21. № 4. С. 45–56.

  15. Горелик C.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. Москва: Металлургия, 1970. 328 с.

  16. Sangal S.K., Sharma P.K. Mean square displacements of atoms in cubic metals at melting point // Czech. J. Phys. 1968. V. 18. P. 1413–1415.

  17. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. Москва: Государственное изд-во физ.-мат. литературы, 1961. 863 с.

  18. Zhu Tanqkui, Li Miaoquan. Lattice variations of Ti–6Al–4V alloy with hydrogen content // Mater. Characterization. 2011. V. 62. P. 724–729.

  19. Прядко Т.В. Особенности гидрирования сплавов системы Ti–V // Металлофизика. Новейшие технологии. 2015. Т. 37. № 2. С. 243–255.

  20. Broderick T.F., Jackson A.G., Jones H., Froes F.H. The effect of cooling conditions on the microstructure of rapidly solidified Ti–6Al–4V // Metal. Trans. A. 1985. V. 16A. P. 1951–1959.

  21. Коновалова Е.В., Перевалова О.Б., Конева Н.А., Иванов К.В., Козлов Э.В. Влияние микроискажений и полных среднеквадратичных смещений атомов на параметры двойниковых границ зерен в сплавах на основе меди // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2013. Т. 10. № 2. С. 272–276.

  22. Перевалова О.Б., Панин А.В., Казаченок М.С. Концентрационный эффект пластичности превращения при наводороживании технического титана, предварительно обработанного электронным пучком // Известия Вузов.Физика. 2018. Т. 61. № 11(731). С. 42–50.

  23. Sinyakova E.A., Panin A.V., Perevalova O.B., Shugurov A.R., Kalashnikov M.P., Teresov A.D. The effect of phase transformations on the elastic recovery of pulsed electron beam irradiated Ti–6Al–4V titanium alloy during scratching // J. Alloys Compounds. 2019. V. 795. P. 275–283.

Дополнительные материалы отсутствуют.