Физика металлов и металловедение, 2020, T. 121, № 6, стр. 659-666

Влияние режимов всесторонней изотермической ковки на деформационное поведение и микроструктуру сплава на основе системы Al–Mg

М. С. Кищик a, А. Д. Котов a, Д. О. Демин b, А. А. Кищик a, С. А. Аксенов b, А. В. Михайловская a*

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

b Национальный исследовательский университет “Высшая школа экономики”
101000 Москва, ул. Мясницкая, 20, Россия

* E-mail: mihaylovskaya@misis.ru

Поступила в редакцию 22.11.2019
После доработки 24.12.2019
Принята к публикации 14.01.2020

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методами сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии исследовано влияние всесторонней изотермической ковки (ВИК) на эволюцию зеренной структуры и параметры частиц вторых фаз алюминий-магниевого сплава (российская марка 1565 ч) при температурах 200, 350, 500°С с увеличением накопленной деформации до 12. Показано, что пять циклов ВИК (накопленная деформация ∑e = 12) при 350°С обеспечивает фрагментацию частиц фаз кристаллизационного происхождения, уменьшение среднего размера частиц марганцовистых дисперсоидов в два раза, а среднего размера зерна на два порядка с 200 до 1–2 мкм, при этом ультрамелкозернистая структура формируется в 90% объема образца.

Ключевые слова: алюминиевый сплав, всесторонняя изотермическая ковка, бимодальная структура, размер зерна, дисперсные частицы

ВВЕДЕНИЕ

Сплавы на основе системы Al–Mg широко используют в транспортном машиностроении благодаря высокому уровню удельной прочности, сопротивлению усталостному разрушению и трещиностойкости, хорошей коррозионной стойкости и свариваемости [15]. Основным недостатком данной группы сплавов являются низкие значения предела текучести, повысить которые можно нагартовкой, в результате, однако, происходит снижение характеристик пластичности и возникает текстура [6, 7]. Согласно закону Холла–Петча, повышение предела текучести возможно за счет уменьшения размера зерна [89], при этом мелкозернистая структура способствует увеличению характеристик пластичности. Методы интенсивной пластической деформации (ИПД) обеспечивают формирование ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры с преимущественно высокоугловыми границами зерен [10, 11] и обеспечивают улучшение механических свойств [12, 13].

Среди известных методов ИПД всесторонняя изотермическая ковка (ВИК) является одним из наиболее перспективных для промышленного применения, так как позволяет получать ультрамелкое зерно в массивных заготовках [14, 15]. С применением всесторонней ковки успешно получена УМЗ структура в сплавах разных систем Al–Zn–Mg–Cu [16, 17], Al–Mg–Si [18, 19], Al–Mg [20, 21]. Недостатки метода заключаются в ограничении степени деформации за одну операцию и зональной неоднородности деформации, приводящей к неоднородности микроструктуры. Второй недостаток возможно устранить увеличением числа циклов обработки [21]. Для обеспечения оптимальных микроструктурных и технологических параметров получения полуфабрикатов всесторонней ковкой необходимы данные о деформационном поведении разных сплавов и процессах структурообразования в условиях ВИК.

Сплав 1565 ч, исследуемый в настоящей работе, относится к группе сравнительно недавно разработанных Al–Mg-сплавов [22, 23], имеет на 10–30% более высокие, чем аналоги, прочностные характеристики при сохранении высокой пластичности, технологичности и коррозионных свойств. Наименьший размер зерна в полуфабрикатах из данного сплава составляет 9–10 мкм [24]. ВИК способна дополнительно улучшить механические свойства сплава через формирование более мелкозернистой структуры. Цель представленного исследования заключается в анализе эволюции зеренной структуры, а также параметров частиц вторых фаз в зависимости от температуры и числа циклов/накопленной деформации в процессе всесторонней изотермической ковки сплава 1565 ч.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследовали сплав 1565 ч состава Al–5.7% Mg–0.8% Mn–0.7% Zn–0.1% Zr–0.1% Cr–0.05% Ti (мас. %) [22, 23]. Слитки отливали в водоохлаждаемый кристаллизатор со скоростью охлаждения при литье ≈5 К/с, затем подвергали гомогенизационному отжигу при 430°С 5 ч и при 480°С 3 ч.

Всестороннюю изотермическую ковку при постоянных температурах 200, 350 и 500°С с изменением оси деформации после каждого этапа проводили на универсальной испытательной машине УМЭ-10Т, оснащенной электрической печью сопротивления. Образцами для испытаний служили параллелепипеды с рабочими размерами 18 × 9 × 9 мм.

Реализованная схема ковки накапливала за одну операцию 0.8 истинной деформации и 2.4 за полный цикл. Деформация шла по двум из трех осей, причем после каждой осадки образец поворачивали на 90° относительно исходного положения. Скорость деформирования при осадке составляла 5 мм/мин, что соответствует начальной скорости деформации 5 × 10–3 с–1. Проводили до 5 полных циклов ВИК.

Для микроструктурного анализа использовали световой микроскоп (СМ) Zeiss Axiovert 200MMAT и электронный сканирующий микроскоп (СЭМ) TESCAN VEGA с приставкой для энергодисперсионного анализа (ЭДС). Для анализа дислокационной структуры и параметров дисперсоидов использовали просвечивающий электронный микроскоп (ПЭМ) JEOL JEM-2100.

Шлифы в продольно-толщинном сечении для СМ и СЭМ готовили на установке Struers LaboPol-5 методом механического шлифования и полирования. С целью выявления зеренной структуры шлифы подвергали оксидированию в реактиве Беккера при напряжении 15 В в течение 30 с. Образцы для ПЭМ-анализа готовили механической шлифовкой и электролитической полировкой на установке Struers TenuPol-5 в электролите А2.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Исходная микроструктура сплава. Размер зерен после гомогенизационного отжига варьировался от 20 до 200 мкм и в среднем составил 90 ± 2 мкм (рис. 1а). Фазовый состав сплава в отожженном состоянии представлен твердым раствором алюминия с включениями частиц кристаллизационного происхождения по периферии дендритных ячеек. Выявлены два типа избыточных фаз (рис. 1б): светлые вытянутые частицы, содержащие марганец, железо и кремний, скорее всего, относящиеся к фазе α-Al12(Mn,Fe)3Si2, и более компактные темно-серые включения, богатые магнием и кремнием, вероятно, фазы Mg2Si [22]. Объемная доля частиц избыточных фаз, определенная методом случайных секущих, составила 2.0 ± 0.5%. Методом ПЭМ в гомогенизированном состоянии наблюдали типичные для сплавов Al–Mg–Mn (АА5ххх) пластинчатые вторичные выделения характерной для фазы Al6Mn морфологии (рис. 1в) [25]. Толщина выделений варьировалась от 30 до 210 нм, длина от 30 до 720 нм.

Рис. 1.

Структура сплава 1565 ч после гомогенизационного отжига: а – световая микроскопия, поляризованный свет; б – сканирующая электронная микроскопия; в – просвечивающая электронная микроскопия.

Анализ деформационного поведения при ВИК. Интенсивная деформация, возникающая в материале в процессе всесторонней ковки, приводит к изменениям микроструктуры, которые влияют на деформационное поведение сплава при последующих ковочных операциях. Так как испытания были проведены в условиях сложного напряженного состояния и изменения скорости деформации, то необходимо учесть влияние этих факторов на величины напряжения и степени деформации. При осадке с ограничением уширения в одном из направлений, напряженно-деформированное состояние материала соответствует плоской деформации, в случае которой интенсивности напряжения и деформации рассчитывают следующим образом:

(1)
$\varepsilon = \frac{2}{{\sqrt 3 }}\ln \left( {\frac{{{{h}_{0}}}}{{{{h}_{0}} - \delta }}} \right);$
(2)
$\sigma = \frac{{\sqrt 3 }}{2}\frac{{F\left( {{{h}_{0}} - \delta } \right)}}{{{{V}_{0}}}}~,$
где h0 – начальная высота образца, $\delta $ – перемещение штампа, V0 – объем образца, F – сила, действующая на штамп со стороны образца при деформации.

По измеряемым значениям текущей высоты образца и силы, действующей на штамп, можно получить оценки для значений истинной деформации и истинного напряжения. Скорость деформации при осадке с постоянной скоростью перемещения штампа меняется в ходе испытания, возрастая со временем:

(3)
$\dot {\varepsilon } = \frac{2}{{\sqrt 3 }}\frac{v}{h},$
где v – скорость движения штампа.

При деформировании образцов размером 18 × × 9 × 9 мм со скоростью 5 мм/мин, скорость деформации меняется от 0.0052 до 0.011 с–1. Таким образом, для получения кривой напряжение-деформация, соответствующей постоянной средней скорости деформации ${{\dot {\varepsilon }}_{{{\text{ref}}}}} = 0.0075$ с–1, необходимо корректировать значения напряжения по формуле:

(4)
${{\sigma }_{{{\text{ref}}}}} = \sigma \left( {\dot {\varepsilon }} \right){{\left( {\frac{{{{{\dot {\varepsilon }}}_{{{\text{ref}}}}}}}{{\dot {\varepsilon }}}} \right)}^{m}},$
где $m$ – коэффициент скоростной чувствительности, значение которого для исследуемого материала принимали равным 0.2 [26].

Зависимости истинного напряжения от истинной деформации, рассчитанные по формулам (1), (2) и скорректированные согласно (3), (4) для третьего прохода каждого из 5 циклов ВИК, приведены на рис. 2.

Рис. 2.

Зависимость напряжения от степени деформации при 200 (а), 350 (б) и 500°С (в) для каждой третьей осадки при ВИК.

Кривые деформации при ВИК имеют близкую форму, слабо зависящую от начального состояния и температуры деформации, и в большинстве случаев состоят из трех участков: (1) стадии деформационного упрочнения при деформациях до 0.05–0.1, (2) установившейся стадии при деформациях до 0.5–0.6 и (3) стадии, сопровождающейся кажущимся деформационным упрочнением до деформации 0.8. Первая стадия деформационного упрочнения, вероятно, связана с ростом плотности дислокаций в предварительно отожженном образце. На второй (стадии установившейся деформации) предположительно происходит конкуренция процессов повышения плотности дислокаций и возврата/рекристаллизации, которые приводят к стабильному течению. Рост напряжения на третьей стадии вызван возрастающим влиянием трения, происходящим вследствие касания боковых поверхностей образца и стенок штампа, т.е. значительного увеличения площади контактной поверхности. С повышением температуры от 200 до 500°С (рис. 2) и с увеличением количества циклов ВИК напряжение на установившейся стадии закономерно уменьшается (рис. 2, врезки). Разупрочнение можно объяснить увеличением доли более совершенной зеренной/субзеренной структуры с накоплением деформации или ростом температуры из-за возврата и/или рекристаллизации во время нагрева и выдержки перед ВИК и в процессе ВИК. Увеличение напряжения наблюдали только при 200°С при ∑e = 12 (врезка на рис. 2а). При данных деформационных условиях из-за относительно низкой температуры ВИК и больших значений накопленной деформации наклеп, вероятно, доминировал над возвратом.

Анализ эволюции зеренной структуры при ВИК. Зеренную структуру изучали в поверхностном слое (рис. 3) и в срединном сечении (рис. 4) подвергнутых ВИК образцов. При 200°С формируются деформационные полосы со средним размером 1.4 ± 0.4 мкм (рис. 3а–3д), с возрастанием количества циклов наблюдается увеличение количества деформационных полос, а их длина уменьшается. После двух циклов ВИК ∑е = 4.8 при 350–500°С (рис. 3ж, 3м) на поверхности образцов выявляются рекристаллизованные участки, занимающие 15–30% площади поверхности.

Рис. 3.

Микроструктура поверхностного слоя после одного (а, е, л), двух (б, ж, м), трех (в, з, н), четырех (г, и, о) и пяти (д, к, п) полных циклов ВИК при 200 (а–д), 350 (е–к) и 500°С (л–п).

Рис. 4.

Микроструктура срединного сечения образцов после двух (а, д, и), трех (б, е, к), четырех (в, ж, л) и пяти (г, з, м) полных циклов ВИК при 200 (а–г), 350 (д–з) и 500°С (и–м).

После трех полных циклов ВИК с ∑е = 7.2 поверхностный слой образца представлен большой долей новых рекристаллизованных зерен (30–50%) (рис. 3з, 3н, рис. 5в), оставшаяся часть поверхности состоит из вытянутых зерен с размерами, близкими к исходным. Размер рекристаллизованных зерен варьируется от 1.9 до 8.2 мкм при среднем размере 3.6 мкм при 350°С, и от 5.0 до 15.9 мкм при среднем размере 6.9 мкм при 500°С (рис. 5в).

Рис. 5.

Гистограммы распределения по размерам зерен и зависимости размера и объемной доли рекристаллизованных зерен на поверхности (а–в) и в срединном сечении (г–е) образцов после ВИК при 350 (а, г) и 500°С (б, д); на (в, е) пунктиром обозначена доля рекристаллизованного объема, сплошными линиями – средний размер рекристаллизованных зерен.

Доля мелких рекристаллизованных зерен увеличивается с увеличением числа циклов до четырех-пяти при 350–500°С (рис. 3и, 3о, 3к, 3п, рис. 5а–5в). Средний размер рекристаллизованных зерен уменьшается до 2.4 мкм, а доля рекристаллизованных зерен достигает 83% после пяти циклов (∑е = 12) при 350°С (рис. 3к, рис. 5в). Средний размер зерна на поверхности образца после ковки при 500°С слабо зависит от степени накопленной деформации, а доля рекристаллизованного объема достигает 60% при ∑е = 12 (рис. 3к, 3п, рис. 5в).

В срединном сечении после двух циклов ВИК при 200°С наблюдали большое число деформационных полос (рис. 4а–4г), а при 350–500°С, как и в поверхностном слое, формируется бимодальная зеренная структура с участками мелких рекристаллизованных и крупных деформированных зерен (рис. 4д–4м). Доля мелких рекристаллизованных зерен увеличивается с увеличением степени накопленной деформации, и при ∑е = 12 достигает 90 и 73% в случае ВИК при 350 и 500°С (рис. 4з, 4м, рис. 5е) соответственно.

Средний размер рекристаллизованных зерен с увеличением степени накопленной деформации уменьшается от 1.7 ± 0.1 мкм после второго цикла до 1.2 ± 0.1 мкм после четвертого и пятого цикла ВИК при 350°С (рис. 5е). При этом однородность распределения зерен по размерам увеличивается (рис. 5г).

Отметим, что средний размер рекристаллизованных зерен в центре образца в 1.9–2.6 раза меньше, чем по периферии, что можно объяснить большей степенью деформации в центральной части образца, что типично для ВИК [27]. Для сравнения, в сплавах системы Al–Mg размер зерна в листах, полученных горячей и холодной прокаткой, обычно не менее 5–10 мкм [2831].

Распределение рекристаллизованных зерен по размерам и их средний размер слабо меняются в случае ВИК при 500°С (рис. 5д). Меньшую долю рекристаллизованной структуры при высокой температуре ковки можно объяснить активным протеканием возврата, и, как следствие, недостаточной плотностью дислокаций для рекристаллизации.

Анализ эволюции частиц вторых фаз и дислокационной структуры. В процессе ковки наблюдали деление вытянутых частиц железомарганцовистой фазы кристаллизационного происхождения при сохранении близкой к сферической морфологии частиц, богатых магнием и кремнием (рис. 6). На рис. 7 представлены ПЭМ-изображения, показывающие дислокационную структуру (рис. 7а–7в) и дисперсоиды (рис. 7д–7ж) в центральном сечении образца после ВИК при 350°С. Зерна/субзерна имеют размеры от нескольких сотен нанометров до нескольких микрометров (рис. 7а, 7б). Число дислокаций в теле зерен увеличивается с увеличением накопленной деформации от 7.2 до 9.6, а при увеличении до 12 несколько уменьшается. При этом дислокации задерживаются на частицах дисперсоидов (рис. 7в) и выстраиваются в стенки. Формирование такой дислокационной структуры типично для динамического/постдинамического возврата и рекристаллизации [3234].

Рис. 6.

Микроструктура образца в СЭМ после двух полных циклов ВИК при 350°С: BSE-изображение (а) и соответствующие ему карты распределения легирующих элементов: магния (б); железа (в); марганца (г) и кремния (д).

Рис. 7.

Дислокационная структура образцов, подвергнутых ВИК при 350°С, с общей накопленной деформацией ∑e = = 7.2 (а, г), ∑e = 9.6 (б, д), ∑e = 12 (в, е), зависимость среднего продольного размера частиц D от накопленной деформации Σe (г) и гистограмма распределения частиц по размерам (з).

С увеличением накопленной деформации от 7.2 до 12 происходит фрагментация наноразмерных частиц. Как следствие, средний продольный размер дисперсоидов уменьшается от 136 ± 13 нм перед ВИК до 61 ± 4 нм при ∑e = 12 (рис. 7г), и наблюдается рост фракции мелких выделений на гистограмме распределения частиц по размерам (рис. 7з).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Показано, что в процессе всесторонней изотермической ковки при температуре 200°С происходит сильное искажение формы и внутреннего строения исходных зерен, в которых формируются деформационные полосы со средним размером 1.4 ± 0.4 мкм. С увеличением накопленной степени деформации количество деформационных полос увеличивается, полосы переходят из одного тела зерна в другое.

2. Повышение температуры всесторонней изотермической ковки до 350 или 500°С приводит к формированию в образце бимодальной структуры, состоящей из крупных нерекристаллизованных и мелких рекристаллизованных зерен. Наименьший разброс зерен по размерам, наименьший их средний размер, и наибольшая доля рекристаллизованного объема получены при 350°С.

3. Всесторонняя изотермическая ковка при 350°С и накопленной деформации ∑e = 12 приводит к уменьшению среднего размера частиц вторичных дисперсоидов от 136 ± 13 нм в исходном гомогенизированном состоянии до 61 ± 4 нм, при этом примерно в 90% объема образца формируется структура с размером зерен 1–2 мкм, что ожидаемо должно увеличить прочностные характеристики образцов сплава.

Работа выполнена при финансовой поддержке Гранта РФФИ 18-03-01115.

Список литературы

  1. Bloeck M. Aluminium sheet for automotive applications. In Advanced Materials in Automotive Engineering. Woodhead Publishing, 2012. 352 p.

  2. Wang M., Jia P., Lv D., Geng H. Study on the microstructure and liquid – solid correlation of Al–Mg alloys // Phys. Chem. Liq. 2015. P. 10.

  3. Hefti L.D. Commercial airplane applications of superplastically formed AA5083 aluminum sheet // JMEF. 2007. 16. № 2. P. 136–141.

  4. Horváth G., Chinh N.Q., Gubicza J., Lendvai J. Plastic instabilities and dislocation densities during plastic deformation in Al–Mg alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2007. V. 445–446. P. 186–192.

  5. Hughes D.A. The evolution of deformation microstructures and local orientations. United States: N. p., 1995. Web.

  6. Zha M., Li Y., Mathiesen R.H., Bjørge R., Li Y., Rovenet H.J. Microstructure evolution and mechanical behavior of a binary Al–7Mg alloy processed by equal-channel angular pressing // Acta Mater. 2015. V. 84. P. 42–54.

  7. Humphreys F.J., Hatherly M. Recrystallization and Related Annealing Phenomena, Pergamon Press, Oxford, 1995, 497 p.

  8. Humphreys F.J. Recrystallization mechanisms in two-phase alloys // Met. Sci. 1979. V. 13. № 3–4. P. 136–145.

  9. Маркушев М. О принципах деформационных методов измельчения зерен алюминиевых сплавов // ФММ. 2009. № 108. P. 46–53.

  10. Furukawa M., Horita Z., Nemoto M., Langdon T.G. The use of severe plastic deformation for microstructural control // Mater. Sci. Eng. A. 2002. V. 324. № 1–2. P. 82–89.

  11. Langdon T.G. Twenty-five years of ultrafine-grained materials: Achieving exceptional properties through grain refinement // Acta Mater. 2013. V. 61. № 19. P. 7035–7059.

  12. Estrin Y., Vinogradov A. Extreme grain refinement by severe plastic deformation: A wealth of challenging science // Acta Mater. 2013. 61. 782–817.

  13. Estrin Y., Murashkin M., Valiev R. Ultrafine-Grained Aluminium Alloys: Processes, Structural Features and Properties. Fundamentals of Aluminium Metallurgy: Production, Processing and Applications. Publisher Woodhead Publishing. UK, 2011. P. 468–503.

  14. Салищев Г.А., Галеев Р.М., Малышева С.П., Жеребцов С.В. Миронов С.Ю., Валихметов О.Р., Иванисенко Э.В. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане и титановых сплавах и их механические свойства // МИТОМ. 2006. № 2. P. 19–26.

  15. 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.

  16. Sitdikov O., Sakai T., Goloborodko A, Miura H. Grain fragmentation in a coarse-grained 7475 Al alloy during hot deformation // Scr. Mater. 2004, 51. 175–179.

  17. Sakai T., Miura H., Goloborodko A., Sitdikov O. Continuous dynamic recrystallization during the transient severe deformation of aluminum alloy 7475. Acta Mater. 2009. V. 57. P. 153–162.

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

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

  20. Jandaghi R.M., Pouraliakbar H., Shiran M.K.G., Khalaj G., Shirazi M. On the effect of non-isothermal annealing and multi-directional forging on the microstructural evolutions and correlated mechanical and electrical characteristics of hot-deformed Al–Mg Alloy // MSEA. 2016. V. 657. P. 431–440.

  21. 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.

  22. Орыщенко А.С., Осокин Е.П., Барахтина Н.Н., Дриц А.М., Дриц А.М., Григорян В.А., Соседков С.М., Арцруни А.А., Хромов А.П., Цургозен Л.А. Патент РФ № 2010125006/02, Сплав на основе алюминия и изделие, выполненное из этого сплава. 20.10.2011. Патент России. № 2431692.

  23. Орыщенко А.С., Осокин Е.П., Барахтина Н.Н., Дриц А.М., Соседков С.М. Алюминиево–магниевый сплав 1565 ч для криогенного применения // Цветные металлы. 2012. № 11. С. 84–89.

  24. Kishchik M.S., Mikhailovskaya A.V., Levchenko V.S., Kotov A.D., Drits A.M., Portnoy V.K. Formation of Fine-Grained Structure and Superplasticity in Commercial Aluminum Alloy 1565ch // Met. Sci. Heat Treat. 2017. V. 58. P. 543–547.

  25. Engler O., Miller-Jupp S. Control of second-phase particles in the Al–Mg–Mn alloy AA 5083 // J. Alloys Compd. 2016. V. 689. P. 998–1010.

  26. Грищенко Н.А., Сидельников С.Б., Губанов И.Ю., Лопатина Е.С. Галиев, Р. И. Механические свойства алюминиевых сплавов. Красноярск: Сиб. федер. ун-т, 2012. 196 с.

  27. Sitdikov O., Sakai T., Miura H., Hama C. Temperature effect on fine-grained structure formation in high-strength Al alloy 7475 during hot severe deformation // Mater. Sci. Eng. A. 2009. V. 516. P. 180–188.

  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. Кищик А.А., Михайловская А.В., Левченко В.С., Портной В.К. Формирование микроструктуры и сверхпластичность магналиев // ФММ. 2017. Т. 118. № 12. С. 101–108.

  30. Яковцева О.А., Михайловская А.В., Левченко В.С., Иржак А.В., Портной В.К. Исследование действующих механизмов сверхпластической деформации в сплаве системы Al–Mg–Mn // ФММ. 2015. Т. 116. № 9. С. 957–965.

  31. Михайловская А.В., Головин И.С., Зайцева А.А., Портной В.К., Dröttboom P., Cifre J. Влияние добавок Mn и Cr на кинетику рекристаллизации и параметры зернограничной релаксации сплава Al–4.9Mg // ФММ. 2013. Т. 114. № 3. С. 268–278.

  32. Козлов Е.А., Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Яблонских Т.Н., Абакшин Е.В. Структура, фазовый состав и свойства перспективных Al сплавов с Ti, Zr после их высокоскоростного деформирования в твердом и жидком состояниях // ФММ. 1999. Т. 87. № 3. С. 34–45.

  33. 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.

  34. Brodova I.G., Shirinkina O.A., Antonova O.A., Shoro-khov E.V., Zhgilev I.I., Formation of a submicrocrystalline structure upon dynamic deformation of aluminum alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2009.

Дополнительные материалы отсутствуют.