1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 121, № 5, 2020

Физика металлов и металловедение, 2020, T. 121, № 5, стр. 543-549

Влияние всесторонней ковки на микроструктуру и механические свойства сплава системы Al–Mg–Mn–Cr

А. А. Кищик a, М. С. Кищик a, А. Д. Котов a, А. В. Михайловская a, *

a Национальный исследовательский технологический университет “МИСиС”
119049 Москва, Ленинский пр., 4, Россия

* E-mail: mihaylovskaya@misis.ru

Поступила в редакцию 08.10.2019
После доработки 03.12.2019
Принята к публикации 13.12.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методами электронной сканирующей и просвечивающей микроскопии исследовано влияние всесторонней ковки на зеренную структуру и параметры частиц вторых фаз сплава Al–4.8Mg–1.2Mn–0.1Cr. Всесторонняя ковка с накопленной деформацией 10.5 при температуре 350°С обеспечила уменьшение среднего размера частиц марганцовистых фаз кристаллизационного происхождения и частиц дисперсоидов в полтора раза и формирование структуры со средним размером зерен 1.7 мкм. Использование всесторонней ковки вместо горячей прокатки обеспечивает формирование в рекристаллизованных листах равноосной зеренной структуры с размером зерен около 6 мкм и повышение прочностных характеристик.

Ключевые слова: алюминиевый сплав, всесторонняя изотермическая ковка, интенсивная пластическая деформация, размер зерна, дисперсоиды

ВВЕДЕНИЕ

Ультрамелкозернистая (УМЗ) структура позволяет повысить технологические и эксплуатационные свойства материалов [1, 2]. Основным способом формирования УМЗ-структуры является пластическая деформация с одновременной или последующей рекристаллизацией [3–7]. Термин “интенсивная пластическая деформация” (ИПД) используют в случае реализации больших степеней деформации при сохранении исходной геометрии деформируемого объекта [1, 5, 8], при этом использование технологий ИПД позволяет сформировать ультрамелкозернистые и наноразмерные структуры в сплавах промышленных составов [1, 5, 6]. Всесторонняя ковка (ВК) – это вид деформационной обработки, позволяющий получить УМЗ-структуру в массивных заготовках без изменения исходной геометрии образца при накоплении значительных деформаций, т.е. метод можно отнести к ИПД. Технология ВК заключается в серии осадок на 40–60% со сменой оси деформации поворотом образца на 90° после каждого прохода [9–13], а после полного цикла ковки образец возвращается к исходным размерам.

Влияние ВК на микроструктуру и свойства сплавов на основе алюминия и магния изучено в работах [14–17]. Показано, что сплавы способны выдерживать большие накопленные деформации (e > 28) без разрушения [18]. ВК значительно повышает прочностные свойства и измельчает размер зерна в алюминии и его сплавах до 0.5–1 мкм [14, 18, 19], а размер субзерна может достигать 0.2 мкм [20].

УМЗ-структура формируется за счет динамической рекристаллизации в процессе ВК при повышенных температурах [12, 19]. Основной проблемой метода является неоднородность деформации в разных точках образца при осадке, приводящая к формированию бимодальной зеренной структуры, с участками мелких рекристаллизованных зерен в центре образца и слабодеформированных зерен на его периферии. Увеличение степени накопленной деформация при ВК повышает однородность зеренной структуры [21–23], так при е ≥ 10 структура периферии и центра образца отличается незначительно [12, 24]. Для большей проработки структуры целесообразно использовать пониженные скорости деформации, закрытые/полузакрытые штампы и криогенные температуры [15, 25].

Однородность структуры и ее стабильность при последующих нагревах повышается благодаря частицам нанометрических размеров, дисперсоидам [26–29]. В сплаве системы Al–Mg–Sc, благодаря наноразмерным дисперсоидам Al3Sc, рекристаллизованная структура с размером зерен 1.2 мкм формировалась после всесторонней изотермической ковки при 325°С при накопленной деформации 8.1 [20]. Промышленный сплав 1565 ч системы Al–Mg–Mn, содержащий 0.6% Mn, после ВК при 350°С и накопленной деформации 10.5 имеет структуру с размером зерна 1–2 мкм [30, 31]. В указанном сплаве сохранялась бимодальность структуры при накопленной деформации 6.3, но при использовании после ковки холодной прокатки формируется однородная структура в листе и повышаются механические свойства [31]. Вопросы эволюции микроструктуры при всесторонней ковке сплавов с разными параметрами структуры недостаточно изучены. Данная работа нацелена на (1) исследование влияния всесторонней ковки в изотермических условиях на параметры зеренной структуры, частиц вторых фаз и на механические свойства сплава системы Al–Mg–Mn–Сr с повышенным содержанием марганца (1.2 мас. %) и (2) анализ эффективности использования всесторонней ковки взамен горячей прокатки для получения мелкозернистой структуры и повышения механических свойств исследуемого сплава после холодной прокатки.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследуемый сплав имел следующий химический состав (в мас. %): Al–4.8Mg–1.2Mn–0.1Cr–0.01Fe–0.01Si. Слиток размером 28 × 110 × 200 мм3 был получен полунепрерывным литьем в медный водоохлаждаемый кристаллизатор на лабораторной установке, обеспечивающей скорость охлаждения при литье 3 К/с. Для приготовления сплава использовали: алюминий чистотой 99.99%, магний чистотой 99.95% и лигатуры: Al–10% Mn и Al–10% Cr.

Термическую обработку проводили в печи электросопротивления марки Nabertherm N30/65A с вентилятором с точностью поддержания температуры 1 К. Гомогенизационный отжиг проводили в две ступени при 360°С в течение 24 ч и 420°С в течение 4 ч c целью получения наиболее дисперсной фракции марганцовистых выделений [32, 33].

Реализованная схема ВК обеспечивала за одну операцию истинную деформацию 0.7 и 2.1 за полный цикл смен осей деформации. Деформация шла по двум из трех осей, после каждой осадки образец поворачивали на 90° относительно исходного положения, и конечная геометрия образца не изменялась. Для уменьшения трения использовали графитовую смазку. Скорость деформирования составляла 5 мм/мин, что соответствует начальной скорости деформации 5 × 10–3 с–1, с уменьшением размера образца во время деформации скорость деформации увеличивалась до 1 × 10–2 с–1. Было проведено 6 полных циклов всесторонней ковки, обеспечившие накопленную деформацию ∑е = 10.5. Перед каждым проходом оснастку вместе с образцом подогревали до заданной температуры и выдерживали в течение 5 мин. Температуру на поверхности образца контролировали хромель–алюмелевой термопарой, через отверстия в оснастке.

Микроструктуру изучали при помощи сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) Tescan-VEGA3 LMH c приставкой для энергодисперсионного анализа (Х–MAX80, Oxford Instruments) и при помощи светового микроскопа (CМ) Axiovert 200MМАТ “Carl Zeiss” в поляризованном свете. Образцы для анализа готовили путем механической шлифовки и полировки на установке Struers LaboPol, и конечной электролитической полировки в хлорно-спиртовом электролите (A2 производства Struers) при напряжении 15–20 В. Для анализа зеренной структуры в поляризованном свете светового микроскопа образцы подвергали оксидированию в 10%-ном водном растворе HF в H3BO4. Средний размер зерна определяли методом случайных секущих, анализируя более 300 измерений на состояние. Коэффициент формы (КФ) зерен определяли отношением продольного размера зерна к его поперечному размеру. Доверительный интервал среднего значения определяли, используя значения стандартного отклонения при доверительной вероятности 95%. Анализ вторичных выделений проводили при помощи просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) JEOL JEM-2100.

Объектами электронно-микроскопического исследования служили диски диаметром 3 мм, которые утоняли механическим шлифованием до 0.25 мм, а затем до образования отверстия в струе электролита Struers Electrolyte AII на установке Struers TenuPol-5 при напряжении 23 В и температуре 0 ± 2°С.

Испытания на одноосное растяжение проводили при комнатной температуре на разрывной машине Zwick Z250 со скоростью деформирования 4 мм/мин. Образцы имели размер рабочей части 36 × 10 × 1 мм3.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Средний размер зерен алюминиевого твердого раствора в гомогенизированном состоянии составил 81 ± 9 мкм (рис. 1).

Рис. 1.

Зеренная структура слитка после гомогенизационного отжига.

В сплаве присутствовали частицы фаз кристаллизационного происхождения, обогащенные главным образом марганцем и железом, средним размером 2.3 ± 0.1 мкм (рис. 2) и объемной долей около 2%.

Рис. 2.

Структура сплава после гомогенизационного отжига (а), после 6 циклов ковки при 350°С (б) и карты распределения Fe (в) и Mn (г).

После ВК средний размер частиц фаз кристаллизационного происхождения уменьшился с 2.3 ± 0.1 до 1.2 ± 0.1 мкм, а коэффициент формы увеличился с 0.82 до 0.95 (рис. 2б).

В процессе гомогенизационного отжига формировались дисперсоиды Mn-содержащей фазы. Цепочки выделений обнаружены по результатам СЭМ (рис. 3а) и ПЭМ-анализов (рис. 3в).

Рис. 3.

Распределение частиц фазы Al6Mn после гомогенизационного отжига (а, в) и после ковки (б, г); а, б – СЭМ, в, г – ПЭМ.

Дисперсоиды имели разброс по размерам от 32 до 485 нм, средний размер 114 ± 7 нм. Анализируя морфологию выделений, можно заключить, что они принадлежат фазе типа Al6Mn. Согласно [32, 34, 35], в данной фазе возможно растворение Cr и Fe по способу замещения без изменения типа кристаллической решетки фазы.

После ВК (Σe = 10.5) наблюдали деление вытянутых частиц, в результате чего их средний размер составил 80 ± 4 нм, с разбросом от 23 до 248 нм (рис. 3б, 3г). ПЭМ-анализом после ВК выявили смешанную зеренно-субзеренную структуру, отличающуюся от структуры после гомогенизации повышенной плотностью дислокаций и числом границ зерен.

Всестороння ковка привела к формированию однородной рекристаллизованной структуры с размером зерен 1–3 мкм на 85% площади центрального сечения образца (рис. 4а, 4б), отдельные зерна имели размер от 6 до 37 мкм, при этом, доминировали высокоугловые границы (рис. 4в). Средний размер зерна по данным EBSD-анализа составил 1.7 ± 0.6 мкм.

Рис. 4.

Зеренная структура центрального сечения образца после 6 циклов ковки при температуре 350°С: а – поляризованный свет СМ; б – ориентационная карта с наложенной схемой границ (EBSD); в – гистограмма распределения границ зерен по углам разориентировки.

Отжиг в течение 30 мин при температуре ковки (350°С) не повлиял на размер зерна и однородность зеренной структуры (рис. 5а). Повышение температуры отжига до 460°С привело к формированию микроструктуры с участками крупных зерен размером более 50 мкм и мелких зерен, занимающих 45% площади шлифа (рис. 5б). При повышении температуры отжига до подсолидусной температуры (0.97Тпл, 540°С) отдельные зерна достигали 100 мкм, мелкозернистые области не выявлялись, а средний размер зерна составил 50 ± 10 мкм (рис. 5в). Зеренная структура, сформированная ВК при 350°С, при температурах отжига выше температуры ковки на 100°С и более имеет низкую термическую стабильность.

Рис. 5.

Зеренная структура в середине образца после всесторонней ковки и отжигов: а – ВК и отжиг 350°С, 30 мин; б – ВК и отжиг 460°С, 30 мин; в – ВК и отжиг 540°С, 20 мин; поляризованный свет СМ.

С целью анализа эффективности замены горячей прокатки (ГП) на всестороннюю ковку для уменьшения размера рекристаллизованного зерна в листовых полуфабрикатах сравнивали образцы, полученные горячей прокаткой (режим 1) или всесторонней ковкой (режим 2). Для обоих заготовок последующую прокатку при комнатной температуре (ХП) проводили с обжатием 60%, а рекристаллизационный отжиг при 350 или 460°С в течение 30 мин (рис. 6).

Рис. 6.

Зеренная структура сплава после: горячей и холодной прокатки и: а – отжига 350°С, 20 мин; б – отжига 460°С, 20 мин; ВК и холодной прокатки и: в – отжига 350°С, 20 мин; г – отжига 460°С, 20 мин; поляризованный свет СМ.

Структура сплава, деформированного по режиму 1, после отжига при 350°С представлена зернами, вытянутыми вдоль направления прокатки, со средним размером 17.8 ± 1.6 мкм вдоль и 5.3 ± 0.5 мкм поперек направления прокатки с КФ = 3.3 (рис. 6а). После отжига при 460°С средний размер зерна вдоль направления прокатки составил 12.9 ± 1.3 мкм, а поперек 5.4 ± 0.5 мкм, КФ = 2.4 (рис. 6б). Использование ВК взамен горячей прокатки (режим 2) позволяет уменьшить средний размер зерна в листе до 6.6 ± 0.8 мкм после отжига при 350°С и до 6.0 ± 0.9 мкм при 460°С (рис. 6в, 6г). КФ зерен в обоих случаях близок к 0.9, за исключением отдельных вытянутых зерен, обнаруженных при низкотемпературном отжиге.

Таким образом, образцы, полученные с использованием всесторонней ковки и последующей холодной прокатки, имеют однородную микрозеренную структуру после отжига при температурах 350–460°С, близкую к структуре сплава 1565 ч с большим содержанием магния, обработанного по аналогичной технологии [31].

Механические свойства образцов сплава, полученных по обоим режимам и отожженных при 350°С, и для сравнения образцов, подвергнутых только всесторонней ковке, представлены в табл. 1. Использование ВК как промежуточной операции обеспечивает в среднем на 10% большие значения прочностных характеристик, чем традиционная горячая прокатка, при сохранении характеристик пластичности на одном уровне.

Таблица 1.  

Механические свойства сплава при комнатной температуре в разных состояниях

Режим обработки σ0.2, МПа σв, МПа δ, %
ВК 350°С Σ = 10.5 265 ± 3 400 ± 4 13 ± 1
Режим 1 (ВК 350°С Σе = 10.5 + ХП60% + отжиг 350°С, 20 мин) 200 ± 3 370 ± 3 18 ± 1
Режим 2 (ГП 350°С + ХП 60% + отжиг 350°С, 20 мин) 180 ± 2 350 ± 3 18 ± 1

Образцы непосредственно после всесторонней ковки демонстрируют наибольшие значения прочностных характеристик, с пределом текучести в полтора раза больше, чем в листах, полученных по традиционному режиму обработки, и несколько пониженное относительное удлинение, что можно объяснить более мелкозернистой структурой и повышенной плотностью дислокаций в данном состоянии.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Всесторонняя изотермическая ковка при температуре 350°С при накопленной деформации Σe = 10.5 эффективно уменьшает средний размер частиц марганцовистых фаз кристаллизационного происхождения с 2.3 ± 0.1 в гомогенизированном состоянии до 1.2 ± 0.1 мкм и размер вторичных выделений (дисперсоидов) с 114 ± 7 до 80 ± 4 нм.

2. Применение всесторонней изотермической ковки по описанному выше режиму позволяет получить в 85% площади поперечного сечения образца зеренную структуру с средним размером зерна 1.7 ± 0.6 мкм. Оставшаяся часть образца представлена зернами размерами от 6 до 37 мкм. При этом, нагрев образца, подвергнутого ВК, до температуры 460–540°С приводит к формированию бимодальной зеренной структуры со значительной неоднородностью.

3. Использование всесторонней изотермической ковки вместо горячей прокатки в технологическом цикле получения листовой заготовки обеспечивает формирование более равноосной зеренной структуры и в два раза меньший размер зерна в рекристаллизованном состоянии, что обеспечивает повышение на 10% предела текучести сплава при сохранении характеристик пластичности.

Работа выполнена при финансовой поддержке Гранта РНФ 17-79-20426.

Список литературы

  1. Valiev R.Z., Zhilyaev A.P., Langdon T.G. Bulk Nanostructured Materials: Fundamentals and Applications. John Wiley & Sons Inc. New York. USA, 2014. 456 p.

  2. Добаткин С.В., Захаров В.В., Ростова Т.Д., Красильников Н.А., Бастараш Е.Н. Формирование нано-и субмикрокристаллической структуры в алюминиевом сплаве Д16 в ходе интенсивной пластической деформации // Технология легких сплавов. 2006. V. 1–2. P. 62–66.

  3. Murashkin M., Medvedev A., Kazykhanov V., Krokhin A., Raab G., Enikeev N., Valiev R.Z. Enhanced Mechanical Properties and Electrical Conductivity in Ultrafine-Grained Al 6101 Alloy // Processed via ECAP-Conform. Metals. 2015. V. 5. P. 2148–2164.

  4. Kawasaki M., Ahn B., Kumar P., Jang J., Langdon T.G. Nano- and Micro-Mechanical Properties of Ultrafine-Grained Materials Processed by Severe Plastic Deformation Techniques // Adv. Eng. Mater. 2017. V. 19. P. 1–17.

  5. Langdon T.G. Twenty-five years of ultrafine-grained materials: Achieving exceptional properties through grain refinement // Acta Mater. 2013. V. 61. P. 7035–7059.

  6. Sakai T., Belyakov A., Kaibyshev R., Miura H., Jonas J.J. Dynamic and post-dynamic recrystallization under hot, cold and severe plastic deformation conditions // Prog. Mater. Sci. 2014. V. 60. P. 130–207.

  7. Ильясов Р.Р., Автократова Е.В. Котов А.Д. Крымский С.В. Маркушев М.В. Михайловская А.В. Ситдиков О.Ш. Влияние предварительной термообработки на структуру и твердость криопрокатанного и отожженного алюминиевого сплава Д16 // Вестник Тамбовского университета. Серия: Естественные и технические науки. 2016. Т. 21. № 3. С. 1033–1037.

  8. Маркушев М.В. О принципах деформационных методов измельчения зерен алюминиевых сплавов до ультрамелких размеров. II. Ультрамелкозернистые сплавы // ФММ. 2009. Т. 108. № 2. С. 169–179.

  9. Салищев Г.А., Галеев Р.М., Жеребцов С.В., Смыслов А.М., Сафин Э.В., Мышляев М.М. Механические свойства титанового сплава ВТ6 с микрокристаллической и субмикрокристаллической структурами // Металлы. 1999. № 6. С. 84–87.

  10. Nakao Y.Б., Miura H. Nano-grain evolution in austenitic stainless steel during multi-directional forging // Mater. Sci. Eng. A. 2011. V. 528. P. 1310–1317.

  11. Belyakov A., Sakai T., Miura H. Microstructure and deformation behaviour of submicrocrystalline 304 stainless steel produced by severe plastic deformation // Mater. Sci. Eng. A. 2001. V. 319. P. 867–871.

  12. Sitdikov O.S., Avtokratova E.V., Mukhametdinova O.E., Garipova R.N., Markushev M.V. Effect of the Size of Al3(Sc,Zr) Precipitates on the Structure of Multi-Directionally Isothermally Forged Al–Mg–Sc–Zr Alloy // Phys. Met. Metallogr. 2017. V. 118. P. 1215–1224.

  13. Dziubinskaa A., Gontarz A., Horzelska K., Pieґsko P. The microstructure and mechanical properties of AZ31 magnesium alloy aircraft brackets produced by a new forging technology // Procedia Manuf. 2015. V. 2. P. 337–341.

  14. Estrin Y., Vinogradov A. Extreme grain refinement by severe plastic deformation: A wealth of challenging science // Acta Mater. 2013. V. 61. № 3. P. 782–817.

  15. Rao P.N., Singh D., Jayaganthan R. Mechanical properties and microstructural evolution of Al 6061 alloy processed by multidirectional forging at liquid nitrogen temperature // Mater. Des. 2014. V. 56. P. 97–104.

  16. Armstrong P.E., Hockett J.E., Sherby O.D. Large Deformation of 1100 Aluminum at 300 K // J. Mech.Phys. Solids. 1982. V. 30. P. 37–58.

  17. Li J., Liu J., Cui Z. Microstructures and mechanical properties of AZ61 magnesium alloy after isothermal multidirectional forging with increasing rate // Mater. Sci. Eng. A. 2015. V. 643. P. 32–36.

  18. Zhu Q., Li L., Ban C., Zhao Z., Zuo Y., Cui J. Structure uniformity and limits of grain refinement of high purity aluminum during multi-directional forging process at room temperature // Trans. Nonferrous Met. Soc. 2014. V. 24. P. 1301–1306.

  19. Padap A.K., Chaudhari G.P., Nath S.K., Pancholi V. Ultrafine-grained steel fabricated using warm multiaxial forging: Microstructure and mechanical properties // Mater. Sci. Eng. A. 2009. V. 527. P. 110–117.

  20. Sitdikov O., Garipova R., Avtokratova E., Mukhametdinova O., Markushev M. Effect of temperature of isothermal multidirectional forging on microstructure development in the Al–Mg alloy with nano-size aluminides of Sc and Zr // J. Alloys Compd. 2018. V. 746. P. 520–531.

  21. Ringeva S., Piot D., Desrayaud C., Driver J.H. Texture and microtexture development in an Al–3Mg–Sc(Zr) alloy deformed by triaxial forging //Acta Mater. 2006. V. 54. P. 3095–3105.

  22. Nakao Y., Miura H., Sakai T. Microstructural evolution and recrystallization behavior in copper multi-directionally forged at 77 K // Adv. Mater. Res. 2007. V. 15. P. 649–654.

  23. Утяшев Ф.З., Рааб Г.И. Деформационные методы получения и обработки ультрамелкозернистых и наноструктурных материалов. Уфа. Гилем, НИК Башк. энцикл. 2013. 376 с.

  24. Wang M., Huang L., Liu W., Ma Y., Huang B. Influence of cumulative strain on microstructure and mechanical properties of multi-directional forged 2A14 aluminum alloy // Mater. Sci. Eng. A. 2016. V. 674. P. 40–51.

  25. Hussain M., Rao P.N., Singh D., Jayaganthan R., Singh S. Comparative study of Microstructure and Mechanical properties of Al 6063 alloy Processed by Multi axial forging at 77K and Cryorolling // Procedia Eng. 2014. V. 75. P. 129–133.

  26. Humphreys F.J. The nucleation of recrystallization at second phase particles in deformed aluminium // Acta Metall. 1977. V. 25. P. 1323–1344.

  27. Zolotorevskiy V.S., Dobrojinskaja R.I., Cheverikin V.V., Khamnagdaeva E.A., Pozdniakov A.V., Levchenko V.S., Besogonova E.S. Strength and Substructure of Al–4.7Mg–0.32Mn–0.21Sc–0.09Zr Alloy Sheets // Physics of Metals and Metallography. 2017. V. 118. № 4. P. 407–414.

  28. Кищик А.А., Котов А.Д., Михайловская А.В. Особенности микроструктуры и сверхпластичности при повышенных скоростях деформации сплава системы Al–Mg–Ni–Fe–Mn–Cr–Zr // ФММ. 2019. Т. 120. № 1. С. 1101–1108.

  29. Zolotorevskiy V.S., Dobrojinskaja R.I., Cheverikin V.V., Khamnagdaeva E.A., Pozdniakov A.V., Levchenko V.S., Besogonova E.S. Evolution of structure and mechanical properties of Al–4.7Mg–0.32Mn–0.21Sc–0.09Zr alloy sheets after accumulated deformation during rolling // Phys. Met. Metall. 2016. V. 117. № 11. P. 1163–1169.

  30. Kishchik M. S., Mikhaylovskaya A.V., Kotov A.D., Mosleh A., AbuShanab W. S. and Portnoy V.K. Effect of Multidirectional Forging on the Grain Structure and Mechanical Properties of the Al–Mg–Mn Alloy // Materials. 2018. V. 11. P. 2166.

  31. Mikhaylovskaya A.V., Kotov A.D., Kishchik M.S., Prosviryakov A.S., Portnoy V.K. The Effect of Isothermal Multi-Directional Forging on the Grain Structure, Superplasticity and Mechanical Properties of the Conventional Al–Mg-Based Alloy // Metals. 2019. V. 9. № 1. P. 33.

  32. Mikhaylovskaya A.V., Portnoy V.K., Mochugovskiy A.G., Zadorozhnyy M.Yu., Tabachkova N.Yu., Golovin I.S. Effect of homogenisation treatment on precipitation, recrystallisation and properties of Al–3% Mg–TM alloys (TM = Mn, Cr, Zr) // Materials and Design. 2016. V. 109. P. 197–208.

  33. Mochugovskiy A., Tabachkova N., Mikhaylovskaya A. Annealing induced precipitation of nanoscale icosahedral quasicrystals in aluminum based alloy // Mater. Letters. 2019. V. 247. P. 200–203.

  34. Engler O., Kuhnke K., Hasenclever J. Development of intermetallic particles during solidification and homogenization of two AA 5xxx series Al-Mg alloys with different Mg contents // J. Alloy. Comp. 2017. V. 728. P. 669–681.

  35. Engler O., Laptyeva G., Wang N. Impact of homogenization on microchemistry and recrystallization of the Al–Fe–Mn alloy AA 8006 // Mater. Char. 2013. V. 79. P. 60–75.

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