1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Известия РАН. Серия физическая
  4. T. 83, № 10, 2019

Известия РАН. Серия физическая, 2019, T. 83, № 10, стр. 1368-1378

Влияние больших пластических деформаций в камере бриджмена на структуру и свойства сплавов FeCo–V

А. М. Глезер 1, 2, 3, *, Л. Ф. Мурадимова 1, С. О. Ширшиков 1, И. В. Щетинин 1, Д. Л. Дьяконов 2, А. А. Томчук 2

1 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования “Национальный исследовательский технологический университет “МИСиС”
Москва, Россия

2 Федеральное государственное унитарное предприятие “Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии имени И.П. Бардина”
Москва, Россия

3 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования “Тольяттинский государственный университет”
Тольятти, Россия

* E-mail: a.glezer@mail.ru

Поступила в редакцию 10.01.2019
После доработки 13.05.2019
Принята к публикации 27.06.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методами рентгеноструктурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии, а также методами измерения микротвердости и коэрцитивной силы исследованы особенности формирования структуры и свойств сплавов (FeCo)100 – хVх (х = 0; 1.5; 3.0; 4.5 и 6.0) после кручения под высоким гидростатическим давлением в камере Бриджмена при различных температурах (77 и 295 К) и при различных значениях числа оборотов подвижной наковальни (от 0.5 до 6). В рамках модели “двухфазной смеси” установлено влияние состава, температуры и величины пластической деформации на объемную долю и средний размер деформационных фрагментов и динамически рекристаллизованных зерен.

ВВЕДЕНИЕ

Сплав FeCo с эквиатомным соотношением компонентов относится к классу магнитно-мягких материалов и обладает при комнатной температуре очень высоким значением намагниченности насыщения среди существующих ферромагнитных материалов [1]. Однако эффективная реализация уникальных магнитных свойств этого сплава встречает серьезные трудности из-за высокой склонности к хрупкому разрушению. Установлено, что это хрупкое разрушение обусловлено, главным образом, образованием дальнего атомного упорядочения по типу В2 [2, 3]. Для повышения пластичности сплав FeCo легируют, как правило, ванадием. Это благоприятно сказывается на пластичности, но приводит к некоторому снижению высоких магнитных характеристик [4]. Последнее обусловлено, главным образом, выделением при легировании ванадием парамагнитной γ-фазы (ГЦК), а также снижением магнитного момента матричной α-фазы FeCoV [5].

В последнее время было обнаружено, что мегапластическая деформация (МПД) способна эффективно влиять на размер зерна поликристаллических материалов на основе Fe, Ni и Cu и других металлов, а также существенно трансформировать их фазовый состав [6–8]. Сплавы на основе Fe–Co также подвергались МПД [9–12], однако исследования носили фрагментарный характер и в них мало внимания уделялось влиянию микрозернистой структуры на механические и магнитные свойства. В данной работе мы предприняли попытку комплексного и детального исследования структуры и физико-механических свойств магнитно-мягкий сплавов FeCo–V с высокой намагниченностью насыщения, содержащих различную концентрацию ванадия (до 6%), после воздействия МПД при различных температурах. При легировании ванадием в тройных сплавах сохранялось эквиатомное соотношение атомов железа и кобальта. Основная цель исследования состояла в том, чтобы систематически изучить влияние различных режимов МПД путем кручения под высоким давлением (КВД) на характеристики формирующейся структуры, на механические свойства (микротвердость) и на магнитные свойства (намагниченность насыщения и коэрцитивная сила) сплавов FeCo–V.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Сплавы (FeCo)100 – xVx (x = 0; 1.5; 3.0; 4.5; 6.0) были выплавлены в вакуумной печи в виде стержней диаметром 10 мм. Далее из них были изготовлены диски толщиной 0.5 мм, которые были отожжены в атмосфере аргона при температуре 800°С в течение 50 ч с последующим охлаждением до комнатной температуры со скоростью 100 град/ч. Дискообразные образцы всех сплавов были подвергнуты пластической деформации HPT при комнатной (295 К) и криогенной (77 К) температурах при N = 1/2, 1, 2, 3, 4 и 6, где N – число полных оборотов подвижной наковальни при квазигидростатическом давлении 6 ГПа и при скорости вращения подвижной наковальни 1 об./мин. Величина истинной логарифмической деформации e в процессе КВД определялась по формуле [13]:

(1)
$e = \ln {{\left( {1 + {{{\left( {\frac{{\varphi r}}{h}} \right)}}^{2}}} \right)}^{{0.5}}} + \ln \left( {\frac{{{{h}_{0}}}}{h}} \right),$
где r и h – соответственно радиус и высота образца в виде диска, φ – угол поворота подвижной наковальни. Значение e в соответствии с (1) варьировалось в пределах 5–9.

Рентгеноструктурный анализ образцов до и после SPD проводился на дифрактометре Rigaku Ultima IV с использованием излучения СоКα и графитового монохроматора. Дифрактограммы снимались по методу Брегга–Брентано в интервале углов 30°–125° с шагом 0.1°. Анализ дифрактограмм проводился с использованием модифицированного метода Ритвельда. В качестве структурных параметров до и после КВД определялись значения параметра кристаллической решетки α-фазы (ОЦК), объемной доли γ-фазы и величины микроискажений кристаллической решетки. Анализ производился интегрально со всей плоскости образца. Полученные рентгенограммы обрабатывались с помощью программы Rigaku PDXL (Rigaku Corp., Japan) [14], в которой учитывался фактор Деба–Уэлера, поляризационный фактор Лоренца, а также кристаллографическая текстура. Точность измерений периода решетки составляла ±0.005 нм.

Электронно-микроскопические исследования проводились на просвечивающем электронном микроскопе JEM 1400 при ускоряющем напряжении 120 кВ с применением методики темного поля высокого разрешения.

Измерение удельной намагниченности насыщения и коэрцитивной силы осуществлялось при комнатной температуре. В экспериментах использовался вибрационный магнетометр VSM-250. Напряженность постоянного магнитного поля изменялась в пределах 80–640 кА ∙ м–1 с минимальным шагом 0.8 А ∙ м–1. Калибровка прибора была проведена по эталонному образцу чистого никеля. Для исследований отбирались практически идеально круглые образцы, лишенные трещин. Значения σ усредняли по результатам измерений четырех различных образцов для каждого режима деформации. Ошибка в измерении значения σ не превышала 3%. Измерения микротвердости HV выполняли на микротвердомере LECO M 400A при нагрузке 50 г и времени нагружения 5 с. Все исследования локальной структуры с помощью ПЭМ и микротвердости проводили в областях, примерно соответствующих половине радиуса дискообразных образцов.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ

Просвечивающая электронная микроскопия

Структура сплавов в исходном состоянии (до КВД), полученная методом просвечивающей электронной микроскопии, представлена на рис. 1. В соответствии с литературными данными [15, 16] в сплаве FeCo и FeCo–1.5% V наблюдаются равноосные зерна α-фазы (ОЦК) со средним размером 100–150 мкм (рис. 1а). В сплавах с 3–6% V структура α-фазы представляет собой кристаллы отпущенного пакетного мартенсита, на границах которых наблюдаются выделения избыточной γ‑фазы (ГЦК) (рис. 1б, 1в). Подобная эволюция структуры обусловлена резким снижением температуры γ → α превращения по мере повышения концентрации ванадия в изученных сплавах от 950°С в сплаве FeCo до 800°С в сплаве FeCo–6% V [16]. Кроме того, сплавы, содержащие ≥3%V, находятся в двухфазной области (α + γ), содержащей в зависимости от содержания ванадия 2–6 об. % γ-фазы [17].

Рис. 1.

Структура сплава FeCo (а) и FeCo–4.5% V (б, в) до КВД; кристаллы α-фазы (а, б) и γ-фазы; просвечивающая электронная микроскопия: светлопольный (а) и темнопольные (б, в) снимки. Размер штриха: 1 (а), 2 мкм (б, в)

При детальном электронно-микроскопическом анализе микроструктуры изученных сплавов на всех стадиях КВД при различных температурах деформации нами обнаружено, что на темнопольных изображениях четко выявляются отдельные зерна, имеющие форму почти правильных шестиугольников (зерно 1 на рис. 2). Эти зерна имеют внутри себя низкую плотность дислокаций, что, очевидно, свидетельствует о том, что они сформировались в результате динамической рекристаллизации в процессе МПД. Такого рода рекристаллизация, обозначаемая как непрерывная [18], может быть реализована как диссипативный процесс коллективной перестройки дислокационной структуры в условиях значительных градиентов механических напряжений внутри деформационных фрагментов [19]. Причем такие рекристаллизованные зерна наблюдались нами даже после КВД в условиях криогенных температур.

Рис. 2.

Структура сплава FeCo–3.0% V после КВД (N = 2, 295 K); просвечивающая электронная микроскопия: темнопольный снимок в рефлексе α-фазы.

В то же время некоторые участки структуры на темнопольных снимках (зерно 2 на рис. 2) следует отнести к так называемым деформационным фрагментам. Они имеют неправильную форму, сильно искаженные приграничные области, обнаруживают высокую плотность дислокационных структур различной степени совершенства и заметные внутризеренные разориентировки. Это, безусловно, свидетельствует об их деформационном происхождении в результате деформационной фрагментации, характерной для МПД [20].

В работе [21] для объяснения специфики структуры, формирующейся при КВД, была предложена модель “двухфазной смеси”. Суть этой модели заключается в том, что субмикрокристаллическая структура материала, формирующаяся при МПД, состоит как бы из двух “фаз”: деформационных фрагментов (ДФ), образовавшихся в результате дисклинационно-дислокационных перестроек в процессе МПД, и динамически рекристаллизованных зерен (РЗ), возникших как реализация дополнительного эффективного канала релаксации упругой деформации по механизму непрерывной низкотемпературной рекристаллизации [19].

В связи с этим достаточно интересным и важным представляется вопрос о том, какими структурными параметрами могут быть охарактеризованы эти “фазы” (ДФ и РЗ) в зависимости от величины и температуры непрерывной деформации кручением в камере Бриджмена. Для установления структурных параметров ДФ и РЗ мы воспользовались методикой, предложенной в работе [22].

Каждый из двух типов структурных составляющих (ДФ и РЗ), имея различную природу своего образования, должен характеризоваться, очевидно, своей характерной функцией распределения по размерам этих структурных элементов. С этой целью на основе данных просвечивающей электронной микроскопии были получены гистограммы распределения зерен и фрагментов по их размерам, как при комнатной, так и при криогенной температуре КВД. Полученные гистограммы на самом деле являются комбинированными и состоят из двух гистограмм распределения: одно распределение для ДФ, а другое – для РЗ. На рис. 3 представлены примеры полученных гистограмм распределения “фаз” при комнатной температуре КВД.

Рис. 3.

Гистограммы распределения структурных элементов в бинарном сплаве FeCo после КВД при 295 К; N = 0.5 (а), 1 (б), 2 (в), 3 (г), 4 (д).

На основании расчета относительных площадей под гауссовыми распределениями была определена относительная объемная доля деформационных фрагментов СДФ и рекристаллизованных зерен СРЗ для каждого режима деформирования (рис. 4), а также средний размер областей, соответствующий фрагментам Dф и рекристаллизованным зернам Dрз (рис. 5).

Рис. 4.

Зависимость объемной доли РЗ (1) и ДФ (2) от величины деформации N при 295 К в сплавах FeCo (а) и FeCo–6.0% V (б).

Рис. 5.

Зависимость среднего размера РЗ (1) и ДФ (2) от величины деформации N при 295 К в сплавах FeCo (а) и FeCo–6.0% V (б).

Видно, что для сплавов FeCo и FeCo–6% V при температуре КВД 295 К с увеличением N значение СДФ сначала возрастает, достигая 0.4 для сплава FeCo, и 0.5 для сплава FeCo–6% V, а затем практически не меняется при N > 1. Значение СРЗ сначала снижается соответственно до 0.6 и 0.5, а затем при N ≥ 1 остается практически постоянным. При температуре деформации 77 К для этих же сплавов с увеличением N значение СДФ сначала резко возрастает до 0.9 (N = 0.5), далее снижается до 0.5, а затем практически не изменяется. Значение СРЗ, наоборот, сначала снижается до 0.1, а затем возрастает до значения 0.5 и более не изменяется.

После КВД при 295 К средний размер ДФ в этих же сплавах практически не меняется с увеличением N и составляет около 60 нм. Средний размер РЗ при этом сначала возрастает до значения около 230 нм, а затем плавно снижается до 140 нм. После КВД при 77 К значение DДФ составляет 35 нм при всех значениях N. При этом значение DРЗ сначала резко падает до величины 80 нм (N = 2), а затем плавно возрастает до 150 нм.

На рис. 6 показано, как влияет концентрация ванадия в сплавах после постоянного значения КВД-деформации при 295 К на относительную долю РЗ. Существенные колебания СРЗ наблюдаются в сплавах, содержащих 3.0–4.5% V, что связано, по-видимому, с активно протекающим в этих сплавах в процессе КВД мартенситным превращением γ → α [23]. Видно, что легирование ванадием практически не влияет на средний размер структурных параметров. На рис. 7 представлена аналогичная зависимость средних размеров основных параметров структуры изученных сплавов (РЗ (а, б) и ДФ (в, г)) от содержания ванадия для различных значений N. Незначительные колебания также можно связать с протеканием в процессе КВД мартенситного превращения γ → α.

Рис. 6.

Влияние концентрации ванадия на объемную долю РЗ после КВД (295 К) при различной величине деформации N = 0.5 (а), 1 (б), 2 (в), 3 (г), 4 (д).

Рис. 7.

Влияние концентрации ванадия на объемную долю РЗ (а, б) и ДФ (в, г) после КВД (295 К) при различной деформации N = 1 (а, в), 3 (б, г).

Рентгеноструктурный анализ

На рис. 8 представлено изменение параметра кристаллической решетки α-фазы a в зависимости от величины деформации N при 295 К. Наблюдается четкая тенденция к снижению значения a по мере роста N. Безусловно основной причиной такого поведения параметра решетки является подавление дальнего порядка по типу B2 в сплавах на основе FeCo в процессе МПД [24]. Следует, однако, обратить внимание на то обстоятельство, что в сплавах без ванадия или с низким его содержанием (рис. 8а, 8б) при высоких значениях N происходит аномальное повышение значения a. Вполне возможно, что это связано с частичным восстановления атомного упорядочения по типу B2 в процессе КВД в условиях протекания динамической рекристаллизации по аналогии с упорядоченными сплавами Fe–Al [25].

Рис. 8.

Изменение параметра кристаллической решетки α-фазы при увеличении деформации N после КВД (295 K) в сплаве FeCo (а), FeCo–1.5% V (б), FeCo–3.0% V (в), FeCo–4.5% V (г), FeCo–6.0% V (д).

На рис. 9 представлена полученная в эксперименте зависимость a(% V) при постоянных значениях N. Можно отметить четкую тенденцию к возрастанию значения a по мере роста содержания ванадия, что совпадает с литературными данными о том, что ванадий повышает параметр решетки α-фазы [17]. Вместе с тем, в сплавах с высоким содержанием ванадия при больших N ≥ 2 наблюдается явная аномалия, которая, скорее всего, связана с особенностями поведения точечных дефектов в условиях, когда высокая концентрация ванадия существенно затрудняет диффузионные процессы в сплавах Fe–Co [26].

Рис. 9.

Изменение параметра кристаллической решетки α-фазы при увеличении концентрации ванадия в сплавах до и после КВД (295 К); N = 0 (а), 0.5 (б), 1 (в), 2 (г), 3 (д), 4 (е).

На рис. 10 показаны результаты измерения внутренних напряжений в изученных сплавах в зависимости от величины деформации при КВД. Наблюдается резкое возрастание уровня внутренних напряжений при малых значениях N с последующим выходом на насыщение при N ≥ 1 вне зависимости от значения параметра ε в исходном состоянии. Содержание ванадия в сплавах несущественно влияет на характер измерения параметра ε. Более существенный рост внутренних напряжений в бинарном сплаве FeCo, очевидно, связан с более низким значением этого параметра в исходном состоянии. Последнее связано, по-видимому, с относительно высокой температурой полиморфного превращения γ → α (950°С) при охлаждении сплава в процессе предварительной термической обработки.

Рис. 10.

Изменение внутренних микроискажений решетки α-фазы при увеличении деформации N после КВД (295 K) в сплаве FeCo (а), FeCo–1.5% V (б), FeCo–3.0% V (в), FeCo–4.5% V (г), FeCo–6.0 % V (д).

Измерение механических свойств

На рис. 11 представлено изменение микротвердости HV пяти изученных сплавов в зависимости от величины деформации N при 295 К. Видно, что КВД во всех сплавах заметно (почти в два раза) повышает значение HV относительно исходного значения. Характерной особенностью всех кривых HV(N) является их четко выраженная двухстадийность. На первой стадии при N < 1 наблюдается резкое повышение HV до максимального значения, а затем на второй стадии при N ≥ 1 микротвердость практически не изменяется. Наибольший прирост наблюдается у бинарного сплава, имеющего минимальную микротвердость в исходном состоянии. Более того, значение HV в сплаве FeCo после КВД является максимальным по сравнению со сплавами, легированными ванадием.

Рис. 11.

Изменение микротвердости при увеличении деформации N после КВД (295 K) в сплаве FeCo (1), FeCo–1.5% V (2), FeCo–3.0% V (3), FeCo–4.5% V (4), FeCo–6.0% V (5).

Измерение коэрцитивной силы

Как видно на рис. 12, изменение Hc после КВД при 295 К для всех сплавов имеет такой же характер, как и изменение HV: наблюдается четкая двухстадийность, причем переход от первой стадии ко второй происходит при тех же значениях N, а максимальный прирост Hc происходит в сплаве FeCo.

Рис. 12.

Изменение коэрцитивной силы при увеличении деформации N после КВД (295 K) в сплаве FeCo (а), FeCo–1.5% V (б), FeCo–3.0% V (в), FeCo–4.5% V (г), FeCo–6.0% V (д).

ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ

При изучении структуры сплавов на основе FeCo при воздействии КВД нами были получены значения среднего размера ДФ и РЗ, а также объемной доли этих структурных параметров (“фаз”) в зависимости от величины деформации (числа полных оборотов подвижной наковальни камеры Бриджмена) (рис. 4 и 5).

При малых значениях N ≤ 1 для КВД при 295 К во всех изученных сплавах происходит активное образование ДФ. Структурный механизм этого процесса имеет дисклинационно-дислокационную природу и подробно описан в работе [27]. В связи с тем, что границы ДФ в соответствии с [27] содержат частичные дисклинации, их подвижность гораздо ниже границ РЗ. Это приводит к тому, что в соответствии с рис. 5 средний размер ДФ практически не изменяется по мере роста N и составляет, например, в сплаве FeCo 60 нм (КВД при 295 К) и 35 нм (КВД при 77 К). Как показано в работе [28], границы ДФ в технически чистом Ti (ВТ-1-0) остаются малоподвижными и в процессе нагрева после КВД.

На определенном этапе КВД (N > 1) в сплавах FeCo–V появляются признаки протекания процессов непрерывной динамической рекристаллизации [29]. Они, как показано в [19], являются эффективным фактором релаксации внутренних напряжений деформируемой системы в условиях МПД. В условиях постоянной накачки извне высоких значений энергии пластической деформации при МПД и, соответственно, в условиях существования открытой системы подобный эффективный канал релаксации упругой энергии системы обеспечивает отсутствие роста уровня внутренних напряжений при N > 1 (стадия насыщения на рис. 10). Структурный механизм формирования РЗ при консервативной перестройке ДФ в процессе МПД недавно был убедительно продемонстрирован методом компьютерного моделирования [30].

Максимальная объемная доля РЗ в изученных сплавах составляет 0.40–0.45 (КВД при 295 К) и 0.30–0.35 (КВД при 77 К) вне зависимости от содержания ванадия в сплавах. Поскольку ванадий существенно понижает диффузионную подвижность атомов в сплавах Fe–Co [26], это, по существу, подтверждает тот факт, что диффузионные процессы оказывают слабое влияние на формирование РЗ в процессе МПД. Как следует из графиков на рис. 10, процесс накопления внутренних искажений в сплавах с высокой концентрацией ванадия заметно ниже, чем в сплаве FeCo и в сплавах с низким содержанием ванадия. По всей видимости, это связано с протеканием в сплавах с 3.0–6.0% V мартенситного γ → α превращения [23], которое является дополнительным каналом релаксации упругих искажений, формирующихся при КВД.

Полученные нами результаты качественно подтверждают концепцию “двухфазной смеси” (ДФ + РЗ), предложенную в работе [21]. Более того, имеется полная качественная аналогия между нашими результатами, описывающими эволюцию ДФ и РЗ в зависимости от N (рис. 2–7), и результатами, полученными ранее при изучении КВД-деформации в железе [31], титане [32] и в сплаве FeNi [33].

Сравнение кривых на рис. 10–12 однозначно указывает на то, что именно уровень внутренних искажений определяет, главным образом, уровень микротвердости и коэрцитивной силы. В свою очередь, уровень внутренних напряжений зависит от объемной доли ДФ и, по-видимому, от степени протекания обусловленного КВД мартенситного γ → α превращения (TRIP – эффект). В этом смысле большое значение для характеристики структуры и структурно зависимых свойств приобретает параметр К = СДФ/СРЗ, который зависит от состава сплава и температуры МПД.

ВЫВОДЫ

1. Методами рентгеноструктурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии, а также методами измерения микротвердости и коэрцитивной силы исследованы особенности формирования структуры и свойств пяти сплавов (FeCo)100 – хVх (х = 0; 1.5; 3.0; 4.5 и 6.0) после кручения под высоким гидростатическим давлением (КВД) в камере Бриджмена при различных температурах (77 и 295 К) и при различных значениях числа оборотов подвижной наковальни (от 0.5 до 6).

2. Показано формирование в процессе КВД двух структурных составляющих: деформационных фрагментов и динамически рекристаллизованных зерен в соответствии с моделью “двухфазной смеси”. Установлено, что объемная доля ДФ при возрастании величины КВД сначала возрастает до значения 0.4–0.6 при N = 1, а затем выходит на насыщение и не меняется при последующем возрастании N. Установлено также, что средний размер ДФ вне зависимости от содержания ванадия в сплаве и величины деформации составляет 60 нм (КВД при 295 К) и 35 нм (КВД при 77 К). Средний размер РЗ составляет 140–230 нм и плавно снижается по мере роста величины деформации.

3. Установлено, что степень возрастания уровня внутренних микроискажений в ходе КВД тем выше, чем ниже содержание ванадия в изученных сплавах. Высказано предположение, что это связано с протеканием мартенситного превращения в сплавах, содержащих 3–6% V.

4. Показано, что уровень внутренних напряжений в изученных сплавах под действием КВД определяется объемной долей ДФ, сформировавшихся в процессе деформационного воздействия. В свою очередь, значение коэрцитивной силы и микротвердости определяется уровнем внутренних напряжений и степенью протекания релаксационных процессов.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (проект № 18-02-00398) и в рамках государственного задания Минобрнауки России № 2017/113 (2097). Эксперименты по деформации образцов в камере Бриджмена проведены при финансовой поддержке РНФ (проект № 19-72-20066).

Список литературы

  1. Sourmail T. // Progr. Mater. Sci. 2005. V. 50. P. 816.

  2. Nabi B., Helbert A.L., Brisset F. et al. // Mater Sci. Engin. A. 2013. V. 578. P. 215.

  3. Turk C., Leitner H., Kellezi G. et al. // Mater. Sci. Engin. A. 2016. V. 662. P. 511.

  4. Hasani S., Shamanian M., Shafyei A. et al. // Mater. Sci. Engin. B. 2014. V. 190. P. 96.

  5. Hasani S., Shafyei A., Shamanian M. et al. // Acta Metal. Sin. 2015. V. 28. P. 1055.

  6. Glezer A.M., Sundeev R.V. // Mater. Lett. 2015. V. 139. P. 455.

  7. Shabashov V., Sagaradze V., Kozlov K., Ustyugov Y. // Metals. 2018. V. 8. P. 995.

  8. Straumal B.B., Pontikis V., Kilmametov A.R. et al. //Acta Mater. 2017. V. 122. P. 60.

  9. Susan D.F., Jozaghi T., Karaman I., Rodelas J.M. // J. Mater. Res. 2018. V. 33. P. 2168.

  10. Poudyal N., Rong C., Zhang Y. et al. // J. Alloys Compaunds. 2012. V. 521. P. 55.

  11. Wu L., Chen J., Du Z., Wang J. // Trans. Nonfer. Met. Soc. China. 2010. V. 20. P. 602.

  12. Scheriau S., Rumpf K., Kleber S., Pippan R. // Mater. Sci. Forum. 2008. V. 584–586. P. 923.

  13. Zhilyev A.P., Langdon T.G. // Prog. Mater. Sci. 2008. V. 53. P. 893.

  14. Rigaku PDXL 2, Rigaku 2012. V. 28–1. P. 29.

  15. Clagg D.W., Bucklet R.A. // Met. Sci. 1973. № 3. P. 48.

  16. Глезер А.М., Ширинов Т., Яскевич М.И. и др. Структура и механические свойства легированных сплавов на основе Fe-Co. Новокузнецк: НПК, 2009. 132 с.

  17. Persiano A.I.C., Rawlings R.D. // Phys. Stat. Sol. A. 1987. V. 103. P. 547.

  18. Sakai T., Miura H., Goloborodko A., Sitdikov O. // Acta Mater. 2009. V. 57. P. 153.

  19. Глезер А.М. // УФН. 2012. Т. 182. № 5. С. 559; Glezer A.M. // Phys. Usp. 2012. V. 55. № 5. P. 522.

  20. Bridgman P.W. Studies in large plastic flow and fracture. New York: McGrow-Hill, 1952. 362 p.

  21. Glezer A.M., Tomchuk A.A., Sundeev R.V., Gorshenkov M.V. // Mater. Lett. 2015. V. 161. P. 360.

  22. Глезер А.М., Варюхин В.Н., Томчук А.А., Малее-ва Н.А. // Изв. РАН. Сер. физ. 2014. Т. 78. № 10. С. 1273; Glezer A.M., Varyukhin V.N., Tomchuk A.A., Maleeva N.A. // Bull. Russ. Acad. Sci. Phys. 2014. V. 78. № 10. P. 1022.

  23. Glezer A.M., Louzguine-Luzgin D.V., Muradimova L.F. et al. // Mater. Sci. Engin. A. 2019. (in press).

  24. Loureiro J.M., Batista A.C., Khomchenko V.A. et al. // Powder Diffract. 2011. V. 26. № 3. P. 267.

  25. Glezer A.M., Timshin I.A., Shchetinin I.V. et al. // J. Alloys Compaunds. 2018. V. 744. P. 791.

  26. Глазырина М.И., Глезер А.М., Молотилов Б.В. // ФММ. 1983. Т. 86. № 4. С. 733.

  27. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов, М.: Металлургия, 1986. 224 с.

  28. Glezer A.M., Tomchuk A.A., Betekhtin V.I., Dunsue B. // Tech. Phys. Lett. 2017. V. 43. № 4. P. 395.

  29. Humphreys F.J., Hatherly M. Recrystallization and Related Annealing Phenomena. Amsterdam: Elsevier, 2004. 574 p.

  30. Nazarov A.A. // Lett. Mater. 2018. V. 8. № 3. P. 372.

  31. Glezer A.M., Tomchuk AA., Rassadina T.V. // Russ. Metallurgy. Metally. 2015. № 4. P. 295.

  32. Шурыгина Н.А., Черетаева А.О., Глезер А.М. и др. // Изв. РАН. Сер. физ. 2018. Т. 82. № 9. С. 1226; Shurygina N.A., Cheretaeva A.O., Glezer A.M. et al. // Bull. Russ. Acad. Sci. Phys. 2018. V. 82. № 9. P. 1113.

  33. Глезер А.М., Ростовцев Р.Н., Томчук А.А., Щетинин А.В. // Изв. РАН. Сер. физ. 2016. Т. 80. № 8. С. 1118.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Известия РАН. Серия физическая

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал