автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Структура и физико-механические свойства ультрамелкозернистых металлов и сплавов в метастабильных состояниях

РГ8 01

I 2 СЕН тт

На правах рукописи

СТОЛЯРОВ Владимир Владимирович

СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ В МЕТА СТАБИЛЬНЫХ СОСТОЯНИЯХ

Специальность 05.16.01 — Металловедение и термическая

обработка

Л 15 Т О Г Г Ф Е I» Л Т диссертации па соискание ученой степени доктора технических нау к

УФА 2000

Работа выполнена в Институте физики перспективных материалов при Уфимском Государственном Авиационном Техническом Университете

Научный консультант:

Профессор, доктор физико-математических наук, чл.-корр АН РБ Р.З.ВАЛИЕВ Официальные оппоненты:

Ведущая организация:

ГНЦ Всероссийский научно-исследовательский институт неорганических материалов имени акад. Бочвара A.A.

Защита состоится 14 шопа 2000 года в 14часов па заседании диссертационного cobs Д 053.13.04 при Южно-Уральском государственном университете по адресу: 454080, Челябинск, проспект Ленина 76, ЮУрГУ

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ЮУрГУ Автореферат разослан ....... мая 2000 года.

Ученый секретарь диссертационного совета,

Профессор, доктор технических наук Профессор, доктор физико-математических наук

. В.Г. ПУШИН

A.C. ШИШМАКОВ

Профессор, доктор технических наук

С.В. ДОБАТКИН

профессор, доктор физико-математических наук

Д.А. Мирзаев

Общая харак-герпстазса работы

Актуальность работы. Одной из фундаментальных задач физического материаловедения являете« разработка научных основ получения новых металлических материалов и перспективных технологий их получения. Новым направлением на этрм пути является создаете материалов с ультрамелкозервнетой (УМЗ) структурой с размером зерен менее 1 мкм. Такие материалы стали важными объектами металловедческих и физических исследований и одновременно актуальными для многих областей промышленности. Физико-механические свойства УМЗ материалов по сравнению с аналогичными по химическому составу, но крупнозернистыми, оказываются существенно различными.

Однако, несмотря на очевидные успехи в области изучения н практического освоения УМЗ материалов, многие важные вопросы в этой области знаний требуют дальнейших исследований. Прежде всего, это относится к проблеме получения объемных УМЗ материалов. Получившие распространение методы газовой конденсации и шарового размола приводят к пористости, загрязнению примесями и необходимости последующего компактврования. Многие из упомянутых проблем могут быть преодолены путем формирования в материалах УМЗ структуры за счет использования интенсивной пластической деформации (ИПД), то есть деформирования до больших степеней при относительно низких температурах (обычно меньше 0.3-0.4 Т№ К) и условиях высоких приложена»'.* давлений. К достоинству метода ИПД можно отнести также возможность по тушенке объемных образцов УМЗ материалов в различных металлах, сплавах и ивтерметаллидах. К настоящему времени разработано несколько механических схем реализации этого метода. К ним, в частности, относятся деформация кручением (ДК) под высоким давлением, равноканаяьяо-углозое (РКУ) прессование и всесторонняя ковка.

Структура образцов, подвергнутых ИЦД, характеризуется не только малым размером зерен, но и рядом структурных особенностей (внутренние напряжения, микроискажения решетки, плотность дефектов). Особую роль в УМЗ сплавах должны играть степень неравновесиости границ зерен и фазового состава. Термодинамическая неравновесиость сплава возрастает с уменьшением размера зерен и особенно заметно в многокомпонентных гетерофазных УМЗ сплавах. Такие сплавы принято называть метастабнльными, подразумевая под этим, что сплав находится в состоянии с локальным минимумом свободной энергии. Именно в метастабильных, сильно неравновесных УМЗ сплавах, полученных при экстремальных внешних воздействиях (механическое легирование, сверхбыстрая закалка, ИПД) ожидается появление новых необычных свойств, вызванных как

малым размером зерен, так н степенью нсравновесности фазового и химического состава в теле зерен и на их границах.

Другим важным аспектом в данной проблеме является выбор исследуемых систем. К момешу постановки настоящей работы область исследуемых материалов, полученных методом. ИПД кручеаием, была ограничена, в основном, чистыми металлами или однофазными твердыми растворами на их основе. Оставались неясными многие особенности, связанные с формированием УМЗ структуры и свойств в более сложных системах - в многофазных сплавах различной природы.

В этой связи важной задачей научного направления, представленного настоящей диссертацией, является экспериментальное исследование метастабильных УМЗ сплавов с целью создания высокопрочных и высококоэрцитивных состояний в них и определения роли структуры и фазового состава в проявлении необычных физико-механических свойств.

В качестве материалов для исследований сред были выбраны алюминиевые сплавы (системы Al-Zn-Cu-Mg-Zr и A!-Fe), титановые сплавы (BTI-0 и двухфазный ВТб) и магнитотвердые сплавы (на основе твердого раствора - Fe-Cr-Co и интерыеталлндных соединений М%А]<5 я K3Fel4B). Выбранные системы являются представителями материалов с принципиально разным типом равновесных диаграмм состояния и перспективными с точки зрения практического использования.

В работе впервые представлены результаты комплексного изучения структуры, механических и магнитных свойств конструкционных и магнитотаердых сплавов с УМЗ структурой, полученной ИПД. Поскольку при повышенных температурах в УМЗ материалах наблюдаются релаксационные процессы, связанные с возвратом дефектной структуры границ, ростом зерен и фазовыми превращениями, важной задачей являлось также изучение эволюции структуры, механического и магнитного поведения при нагреве УМЗ материалов.

Таким образом, актуальность темы диссертации определяется как необходимостью более глубокого понимания и регулирования процессов формирования УМЗ структуры в свойств в метастабильиых сплавах в процессе воздействия ИПД, так и широкими перспективами использования этих материалов в различных областях науки и техники.

Решение перечисленных проблем потребовало развития нового научного направленна на стыке металловедения и физики твердого тела - исследование структуры я свойств УМЗ метастабильных сплавов, полученных интенсивной пластической деформацией.

Цель работы состоит в разработке режимов и способов получения УМЗ структуры в объемных образцах, установлении особенностей структурно-фазовых превращений, закономерностей формирования физико-механических свойств, развитии представлений о

физической природе метастабильных состояний и определения областей применения УМЗ сплавов, полученных ЙПД. Для достижения згой целя были поставлены ц решены следующие задачи:

1. Сравнительный анализ деформационно-термических методов" получения метастабильных УМЗ сплавов.

2. Изучение особенностей формирования структуры и фазового состава в процессе ИПД в сплавах с различной природой компонентов.

3. Исследование эволюции структуры и фазового состава деформированных сплавов при нагреве методами просвечивающей электронной и Оже-спектрометрии, дифференциальной сканирующей калориметрии, рентгеноструктурного и термоыапштного фазового анализов.

4. Экспериментальное изучение фундаментальных и гистерезисных магнитных характеристик в УМЗ ферромагнитных сплавах в деформированном состоянии,

5. Выяснение роли исходного фазового состава и влияния режимов термической обработки на формирование высококоэрцитивного состояния в сплавах системы Nd(Pr)-Fe-B.

6. Изучение механического поведения нанострукгурных сплавов при кратковременном и циклическом нагружении при комнатной температуре.

7. Исследование механического поведения УМЗ сплавов при повышенных температурах. S, Определение областей практического применения УМЗ сплавов.

Научную и практическую значимость работы составляют:

1. Режимы и схемы получения массивных УМЗ спланов с нано- и субмикронным зерном с использованием методов ИПД и их комбипацяи с быстрой закалкой, горячей деформацией.

2. Закономерности формирования высокопрочного и высококозрцитивного состояния в сплавах различных систем.

3. Комбинированные методы получения высокопрочных состояний в титановом сплаве ВТ1-0 (сочетание РКУ прессования и ТМО) с уровнем прочности о, = 1150 МПа и пределом выносливости ст., = 500 МПа на базе 2x107 циклов и в сплаве Al-5%Fe (сочетание быстрой закалки и ИПД) с уровнем прочности 750 МПа.

4. Способы получения объемных постоянных магнитов (сплавы систем Mn-Al-C, Fe-Cr-Co и R-Fe-B) и медицинских имплантантов (сплав ВТ1-0) с УМЗ структурой и повышенным уровнем гистерезисных я прочностных свойств.

Полученные в работе результаты по повышению свойств магнитных сплавов и сплава ВТ 1-0 закреплены авторскими свидетельствами и патентом.

Достоверность результатов и выводов обеспечивается использованием современных методов структурного анализа и исследования физико-механических свойств, сравнением с литературными данными теоретических и экспериментальных исследований, практическим использованием и патентоспособностью разработанных материалов. Тема диссертационной работы связана с выполнением планов работ по:

1. Федеральной целевой программе «Государственная поддержка интеграции высшего образования и фундаментальной науки на 1997-2000 годы», проект «Развитие учебно-научного межведомственного комплекса "Конструкционные наноструктурные материалы: получение, исследование и применение" (контракт # 2.1.-80А)»

2. Государственной научно-технической Программе на 1997-98 "Новые материалы". Проект "Высокопрочные материалы с нанокристашшческой структурой на основе Al, Fe и Ti сплавов, обладающих повышенной прочностью и вязкостью".

3. Региональной программе на 1993-2000 г. "Научно-технические проблемы социально-экономического развития республики Башкортостан", проект "Разработка научных основ технологии получения новых материалов с контролируемой поликристаллической структурой".

4. Межвузовской программе "Экспортные технологии и международное научное сотрудничество", проект "Нанохрясталлические материалы".

5. Договору между Уфимским государственным авиационным техническим университетом и Лос-Аламоской национальной лабораторией, США.

6. Гранту РФФИ № 98-02-17249 "Неравновесные структурные состояния сплавов на основе ' интерметаллида NdjFeMB".

Научная новизна. Впервые, используя методы ИНД, получены и систематически исследованы метастабильные УМЗ состояния на широком круге промышлеппых сплавов на основе титана, алюминия и интерметаллидного соединения R2Fel4B. Изучены эволюция структуры и закономерности формирования магнитных и механических свойств в процессе деформации кручением и РКУ прессованием, а также нагрева. Установлена последовательность структурно-фазовых превражений при ИПД в исследуемых сплавах (измельчение, распад, аморфизация, растворение) и их обратимость при нагреве (кристаллизация из аморфной фазы). Обнаружен сильный эффект старения, связанный с образованием и распадом пересыщенных твердых растворов в термически неупрочняемом наноструктурпом сплаве Al-Fe. Полученные результаты использованы для получения высокопрочных и высококоэрцитивных состояний в объемных образцах титановых сплавов и сплавов системы R-Fe-B, соответственно. Достигнуты рекордные значения кратковременной и усталостной прочности в титановом сплаве ВТ1-0 Разработаны способы

получения массивных полуфабрикатов для промышленного изготовления постоянных магнитов и медипипских имплантов.

Основные положсшш. представленные к защите.

1. Зависимости формирования метастабильных УМЗ состояний в титановых (ВТ1-0 и TÍ-6A1-4V), алюминиевых (Al-Zn-Cu-Mg-Zr, Al-Fe) и магнигготвердых {Mn-Al-C, Fe-Cr-Co и R-Fe-B) сплавах or режимов н способов ИПД.

2. Результаты исследования особенностей формирующейся УМЗ структуры в сильнодеформированных сплавах с различного типа (механическая смесь, твердый раствор, штерметаллидные .соединения): экспериментальное обнаружение образования пересыщеппых твердых растворов в системах с ограниченной растворимостью и ее отсутствием; частичной аморфизации сплавов на интерметаллидной основе и сильного эффекта измельчения структурных составляющих при последующем кагреве.

3. Результаты исследования эволюции структуры а фазового состава при нагреве деформированных сплавов систем R-Fe-B, Al-Fe, Ti-Al-V, связанных с распадом пересыщенных твердых растворов, накокрнсталлизацией, возвратом и рекристаллизацией.

4. Результаты пзз'чения влияния ИПД лоследукмдего отжига на фундаментальные и гистерездекые магнитные свойства ферромагнитных сплавов разных систем (ннтерметалляды, твердые растворы) и фазового и химического состава.

j. Особенности формирован™ кысококоэрцитивных состояний и роль фазового состава в ч'оиомстр&ческом ь застехвометр/гчесхэм сплавах системы R-Fe-B.

6 Закономерности механического повеления при статическом а циклическом нагружении при комнатной температуре и определение факторов, ответственных за формирование высокопрочного состояния в УМЗ титановых и алюминиевых сплавах (режимы ИПД, размер

зерен, текстура, эффект старения).

7. Особенности механического поведения при повышенной температуре в сплавах, подвергнутых ИЦД. Обнаружение явлений повышенной пластичности в магнитных сплавах и высокоскоростной сверхпластичности в титановом сплаве ВТ6.

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались на Уральских школах металловедов-термистов (Устинов, 1987; Ижевск 1998; Екатеринбург, 2000); Всесоюзных семинарах по структуре, дефектам и свойствам ультрадисперсных, квазикристаллических и аморфных материалов (Свердловск, 1987, 1990, 1993-99); Всесоюзных конференциях по интеркристаллитной хрупкости сталей и сплавов (Ижевск, 1984); по структуре и свойствам границ зерен (Уфа, 1983); по текстурам и рекристаллизации (Уфа, 1983, Москва, 1991); по физике прочности и пластичности (Куйбышев,1986, 1989); по получению н обработке

металлов высоким давлением (Минск, 1987); по постоянным магнитам (Суздаль, 1985, 1988, 1998), по свсрхпдастичности металлов (Тула, 1986, Уфа, 1989); по проблеме исследования структуры аморфных материалов (Ижевск, 1992); Международном симпозиуме по материаловедению для высоких технологий (MASHTEC -90); Европейской конферендиии по магнитным материалам и их применению EMMA (1991-Дрезден, 1995-Вена, 1998-Сарагоса); Школах и конференциях НАТО по перспективным исследованиям новах магнитных материалов (Миконос, 1996), по нанострухгурным материалам (Санкт-Петербург, 1997), по исследованию и применению интенсивной пластической деформации (Москва, 1999); Международном семинаре по высококозрцигавным материалам НСМ-97 (Перт, Австралия, 1997); ISMANAM-97, 98 (Прага, Барселона); Международной конференции по нанокристаллическим материалам NANO'98 (Стокгольм, 1998); Бернштейновских чтениях по термомеханической обработке (Москва, 1999).

Публикации. По теме диссертации опубликованы 42 научные статьи в отечественных и зарубежных журналах, получены 7 авторских свидетельств и 1 патент на изобретения, список которых приведен в конце автореферата, а также тезисы докладов, представленных на перечисленных выше семинарах и конференциях.

Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, 6 глав и общих выводов, изложена на 246 страницах машинописного текста, содержит 28 таблиц, 109 рисунков, список использованной литературы включает 252 наименования.

Краткое содержание диссертации

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, дано описание материалов, которые рассматриваются в работе. Здесь же сформулирована основная цель работы, перечислены основные задачи, которые требоволось решить для ее достижения, представлено краткое содержание диссертации, сведения о ее апробации и об основных публикациях по теме, приведены положения выносимые на защиту.

В диссертации отсутствует отдельная глава, посвященная обзору имеющихся литературных данных. Вместо этого, в начале каждой главы приводится краткий обзор основных результатов по соответствующей теме. Часть обзорного материала общего характера приведена во введении. В частности, во введении даны ссылки на монографии, сборники статей и диссертации, посвященные вопросам получения, структурной аттестации и исследования различных свойств УМЗ металлов и сплавов. Цитируются работы отечественных ученых Павлова В.А., Валиева Р.З., Салшцева Г.А., Кайбышева O.A., Ермакова А.Е., посвященные большим пластическим деформациям, структуре и свойствам

УМЗ материалов. Оценка современного уровня знаний о механическом поведении в наноструктурах дается па основе обзоров Р.З.Валиева, П.И.Коскобой, А.".Гуссва, а также публикаций ряда зарубежных авторов - Лэнгфорда Г., Гляйтера Г. и др.

Глава 1. Методы формирования метастабнльных УМЗ струтур в сплавах.

В главе представлены результаты по развитию, применению и сравнению методов ТМО, быстрой закалки и ИПД. Подробно рассмотрены результаты исследования деформационных методов получения УМЗ структуры и их применения к изучаемым сплавам с учетом структурных особенностей последних. Помимо методов ИПД в настоящей главе представлены примеры типичных структур, формирующихся в исследуемых сплавах.

Отличительной особенностью метода горячей деформации было применение изотермических условий и низких скоростей деформации 8 = 10"2 -Ю"4 с"1, соответствующих режиму сБерхпластичносш. Магнитные сплавы подвергали горячей деформации по различным схемам напряженного состояния - прессование, прокатка, растяжение и осадка. Выбор схемы и условий деформации определялся конкретным сплавом и задачей исследования.

Для трулнодеформируемого интерметад-шдного сплава системы Мп-А1-С определены режимы прессования в температгано-екороепгам интервале, спптйетстпующем эвтектоадвому преврашекито и условиям сверхпластучкссти (Т «• 650 - 750°С и ё - 10'3 с"') гр:. которых формируется УМЗ ствуяту ра со средяим размером зерен 1-2 мкм.

Для относительно пластичных сплавов на основе твердых растворов системы Ре-Сг-Со с микродуплексной структурой применялась прокатка с подогревом на плоских валках при 800-1000°С. Здесь также горячая деформация осуществлялась в изотермических условиях, близких к условиям проявления сверхпластического течения.

Деформация хрупких сплавов системы Ре-К.-В оказалась возможной только при Т > 600°С, что связано с образованием в структуре жидкой составляющей. Этот фактор, а также необходимость защиты от интенсивной коррозии на воздухе при нагреве определил использование защитных стальных оболочек при осуществлении горячей деформации, которая проводилась в интервале температур 650-800°С методами прокатки, экструзии и осадки.

Метод быстрой закалки из расплава был использован для получения УМЗ структуры в сплавах систем Мп-А1-С и Бе-Ш-В. Используя различные скорости охлаждения данный метод позволил получить набор структурных состояний: микрокристаллическое,

нанокристаллическое и аморфное. Наименьший размер зерен, достигнутый данным методом в сплаве системы Nd-Fe-B, составил 30-40 нм.

В настоящей работе большинство исследований структуры и свойств было проведено на материалах, полученных методами интенсивной пластической деформации- деформация кручением (ДК) под высоким давлением и РКУ прессование. Большая часть образцов всех сплавов деформировалась при комнатной температуре и давлении 5 ГПа. Для хрупкого магнитотвердого сплава на интерметаллидной основе было впервые применено максимально высокое давление 12 ГПа, что позволило обеспечить целостность образцов при больших накопленных деформациях. Скорость деформации кручением была постоянной и составляла 3 с"' для образца диаметром 10 мм.

Для получения массивных образцов из сплава ВТ1-0 с однородной УМЗ структурой был развит метод РКУ прессования (рис.1). В результате исследования структуры, механических свойств и качества поверхности образцов, прессованных по разным маршрутам, экспериментально были найдены оптимальные форма и геометрия каналов прессования, число циклов (п = 8), ориентация заготовки перед каждым последующим прессованием, температура прессования (450-250°С). Комплексный подход к развитию метода РКУ прессования позволил разработать технологический процесс получения объемных заготовок 020-40 мм и длиной 100-200 мм из сплава ВТ 1-0 с УМЗ структурой и высоким уровнем механических свойств.

Одним из эффективных технологических элементов, использованных при РКУ прессовании хрупких материалов, было противодавление, которое способствовало получению цельных, без трещин заготовок и повышению механических свойств. Метод РКУ прессования был также впервые опробован для получения УМЗ структур в сплавах систем Al-Fe и Pr-Fe-B-Cu.

Глава 2. Особенности структуры и ее эволюция при нагреве УМЗ сплавов.

В главе рассматриваются структурные особенности УМЗ сплавов различной природы в процессе их получения и последующего нагрева. Магнитотвердые сплавы

Рассмотрены сплавы на основе интерметаллидных соединений R2FeMB и Мп, „А^,,, имеющие общие особенности в магнитном поведении и отличия в устойчивости основной фазы. Поскольку теоретические значения коэцитивной силы в этих материалах могут быть

реализованы в однодоменных частицах размером менее 1 мкм, изучение структурных

особенностей УМЗ состояний было одной из задач настоящего исслелолания,

В сплаве Мп7(>Л1;,5С(ц исследовано влияние способа обработки на структуру и фазовый состав (табл.1). Структура метастабильной т-фазы, полученной предварительной горячей экструзией, после ИПД кручением и последующего отжига оказалась наиболее диспергированной (рис.2). Однако, в процессе ИПД и отжига в сплаве происходит частичный распад метастабильной т-фазы и фиксируются равновесные немагнитные е- и ¡5 -фазы.

Таблипа 1. Режимы обработки, микроструктура и фазовый состав сплава Мп7йА1а^5С45

N Вид обработки Истинная деф-ция, е Средний размер зерен О, МЫ* Плотвость дислокаций и наличие АФГ р, см'2 Фазовый состав и тип структуры

1 Охлаждение с Т=1150°С на воздухе 80x1 Ю'-10! АФГ-есть Грубодисп-я пластинчатая т

2 То же, что в п.1 + осадка в обойме (600°С, с—3x10"' с"') 1.2 1 108-109 АФГ-нет МЗ, т

3 То же, что в 11.1+экструзия ! 1.4 \ 0.5 (Т=700°С к=3х10:' с1) | ! ' ! 10" АФГ-нет УМЗ, т

4 | То же ч)о в п.5 + кручение 5.0 ! т-огжиг 450Х-30 мин 0.05 >10" АФГ-нет УМЗ, т+Р+ь-

Структурные исследования и термомагнитный анализ аморфного става Ре!3Ыс1,3В(, полученного быстрой закалкой из расплава (V = 40м/с) показали, что с увеличением температуры и времени отжига структурно фазовое состояние сплава изменяется от рентгеноаморфного до кристаллического, в результате чего в сплаве можно сформировать ряд наноструюурных состояний, отличающихся фазовым составом и магнитной природой фаз.

Горячая экструзия застехиометрического сплава Рев^с1цВ4 при 800°С с вытяжкой 4.5, приводит к формированию частично рекристаляпзованной структуры с размером зереи 1-5 мкм и исчезновению метастабильной фазы а-Бс, присутсвовавшей в литом сплаве. Поскольку деформация происходит в условиях существования жидкофазной эвтектики, морфология основной и зернограничных фаз существенно изменяется. В деформированном сплаве вокруг ферромагнитных зерен образуется пространственная сетка из немагнитных

фаз и формируется высококоэрцитивное состояние.

Иследования, выполненные на сплаве Pr2eFe7,¿Я,Сы, * полученном ИЦД кручением под высоким давлением (12 ГПа), показали, что деформация последовательно приводит к измельчению структуры, растворению основной фазы и аморфизации сплава (рис. 3). Наряду с аморфной фазой в сильнодеформированном образце сохраняется a-Fe (ОЦК) фаза. Кратковременный отжиг (600°С-20 мин.) деформированного сплава (<р=5л) приводит к уменьшению доли a-Fe, кристаллизации фазы 2:14:1 (рис. 3d) и формированию микроструктуры с размером зерен менее 300 нм.

Исследовали формирование УМЗ структур в двухфазных сплавах системы Fe-Cr-Co (30Х23К и 23Х15КТ). При длительном отжиге (950°С - 10 часов) в сплаве 30Х23К исходная пластинчатая структура, состоящая из пластин у - и a - фаз, трансформируется в мелкозернистую глобулярную. Горячая деформация приводит к значительному ускорению процесса сфероидизации пластинчатых структур в обоих сплавах.

Титановые сплавы

Деформированный кручением (е = 6) став БТ1-0 имеет УМЗ структуру, в которой средний размер зерен после отжига при Т = 300°С (2 час) составил 80 нм (рис. 4а). Исследования структуры и термической стабильности образцов, отожженных в интервале 200 - 600°С, показали, что в этом интервале температур протекают процессы возврата, рекристаллизации и роста зерен (рис. 46). Температура начала рекристаллизации (300-350°С) для наноструктурного титана оказалась на 350°С ниже, чем для крупнокристаллического (700°С при е = 10%).

РКУ прессование в сочетании с ТМО

Варьируя режимы РКУП и ТМО были получены и исследованы три УМЗ состояния 1, 2, 3, существенно различающиеся структурными параметрами. В УМЗ состоянии 1 титан, полученный РКУП, характеризуется равноосной зеренной структурой (d, = 0.25 мкм), повышенной плотностью решеточных дислокаций (J0l2-10'V2) z более высокой термической стабильностью, чем титан, деформированный кручением (рис. 46). В УМЗ состоянии 2, полученном РКУП и последующей холодаой прокаткой (е = 35%), титан имеет волокнистую структуру, вытянутую в направлении прессования. Структура титана в УМЗ состоянии 3 (рис. 5а), полученном РКУП, прокаткой (е = 93%) и дополнительным отжигом при 300°С - 0.5 час, является сильно фрашентированной (средний поперечный размер зерен

0.10 мкм), для которой характерны наличие высоко - и малоугловых 1раниц зерен, пониженная плотность решеточных дислокаций и появление черен, полностью свободных от дислокаций. Рентгеновское исследование кристаллографической текстуры показало, что для всех трех УМЗ состояний наблюдается один вид полюсных фигур (рис. 56), отличающийся лишь интенсивностью и степенью рассеяния текстурных максимумов.

Исследования структуры (рис.б) и фазового состава для титанового става ВТ6 на различных стадиях обработки, показали, что ИПД кручением инициирует образование метастабильных фаз а' и ß„. Образующаяся из а"-мартенсита Р»-фаза имеет высокий параметр решетки (0,3263 нм), является сильно неравновесной и распадается при последующем нагреве. На термограмме деформированного образца обнаружено три экзотермических пика, связапые с релаксацией напряжений на границах и в теле зерен, и распадом р„-фазы (150,275 и 400°С).

Одной из особенностей ИПД кручением, выийЛснной « настоящей работе, хвлмсгся повышение растворимости легирующих элементов и образование пересыщенных твердых растворов. В связи с этим, исследовано влияние ИПД кручением на структуру и эффект старения в алюминиевых сплавах. После ИПД закаленного сплава системы Al-Zn-Mg-Cu-Zr (01959). средний размер tepen мапричний фа<ы уменьшайся до 70 нм, внучри зерен появляются изгнбные конгура, свидетельствующие о высоком уровне упругих напряжений. Картина дифрапага указывает па высокоугловую разориентацию соседних зерен.

Старение сплава при комнатной и повышенной температурах приводит к различным сгр\ктурным особенностям. Естественное старения ('20 дней) вызывает увеличение количества дисперсных частиц, сохранял неизменным размер зерен матричной фазы. Искусственное старение (300°С-0.5чае.) приводит к заметному росту зерен матрицы до 0.3 мкм, релаксации внутренних напряжений и повышению размера частиц до 50-100 нм.

ИПД эвтектического литого сплава AI-11 вес. %.Fe с отсутствием растворимости приводит к образованию УМЗ структуры (d,- 100 нм) и растворению железа в алюминии до 2.24 вес.% (рис.7). В сплаве присутствуют также крупные алюминиды размером 5-10 мкм. Нагрев деформированного сплава при 100°С приводит к незначительному росту зерен, появлению прерывистого контраста на дислокациях и границах зерен, связанного с очень мелкими выделениями второй фазы. EDS анализ показал уменьшение содержания железа в твердом растворе со временем, что свидетельствует о его выделении при старении.

ИПД БЗ сплава Al-S%eec.Fe (10* °К/с) по сравнению с литым сплавом приводит к большей однородности структуры, особенно, алюминидов железа, имеющих размер 1-2 мкм. Расчет параметра решетки а-твердого раствора показал, что ИПД быстрозакаленного сплава

вызывает дополнительное повышение степени легированности твердого раствора. Нагрев сплава вызывает структурные превращения, связанные с процессами возврата в структуре ГЗ (150-250°С), рекристаллизации (280-3 Ю'С) и растворения частиц (425-550°С).

Глава 3. Магнитные свойства УМЗ сплавов.

В главе представлены экспериментальные данные об особенностях магнитного поведения УМЗ сплавов, полученных ИПД и другими методами. Рассмотрены фундаментальные и гистерезисные магнитные свойства исследуемых УМЗ сплавов с различной природой высококоэрцитивного состояния.

Фундаментальные свойства сплавов, такие как температура Кюри (Тс) и намагниченность насыщения (сг,„), в СМЗ и, особенно, нанокристаллическом состояниях, имеют пониженные значения по сравнению со своими крупнозернистыми аналогами (табл.2). Это различие связано с пониженным значением магнитного момента атома на границе кристалла и с ростом протяженности межзеренных и межфазных границ в УМЗ материалах. Причинами снижения магнитных свойств в СМЗ и нанокристаллическом состояниях в сплаве Мп70А129fies являются также частичный распад метастабильной т фазы.

Таблица 2. Фундаментальные магнитные характеристики сплава Mn,0A 12Э5Сс5.

N Структурное состояние Средний размер зерен d, мкм Тс, °С А-м2/кг

1 Грубопластинчатое 50x1* 375 110

2 Субмикрозернистое 0.5 370 109

3 Нанокристаллическое 0.05 340 81

Примечание: * - длина и ширина пластин.

В деформированных образцах сплава Ре-23Сг-15.5Со-Ш форма кривых ст(Т) изменяется слабо, в то же время резко уменьшается намагниченность с увеличением степени деформации в интервале температур 650-700°С. Температура Кюри также уменьшается с увеличением степени деформации.

В сплавах системы Ре-Ш-В исследования кинетики кристаллизации быстрозакаленных аморфных лент из сплава Ре^Ш^ также подтвердили тот факт, что Тс аморфной фазы меньше (почти на 100°С), чем кристаллической.

Гистерезисные свойства сплава Мп70Л1295Сд1.цдя различных исследуемых состояний приведены в табл.3. Уменьшение среднего размера зерен до 0,5 мкм (состояние 3) привело к повышению Не в 1.5 раза по сравнению с состоянием 2. Такое увеличение связано с высокой

однородностью структуры в условиях действия механизма перемашнчивания, аналогичного лля состояний 1 и 2. (зарождение домеиот* обратной ч?.м9гннченн0СП1). В состоянии 4 средний размер зерен является наименьшим и составляет 0,05 мкм, что удовлетворяет критерию абсолютной однодоменности < 211а. и условию максимального значения Не = 368 кА/м.

Таблица 3. Гистерезисные магнитные характеристики сплава MnJ0AlM_;C(

N Структурное состояние Плотность дйс-ций р, см"2 Размер зерен d, мкм Вг, Тл Не, кА/м

1 СМЗ (экструзия) 10'° 0.7±0.2 0.42 203

2 СМЗ (экструзия + отжиг) 10® 0.7±0.2 0.42 200

3 СМЗ (экструзия в режиме СП) 10' 0.5*0.1 0.65 293

4 Нанокристаллическое >106 0.05±0.01 0.35 368

БыстроиА'алекнь/й аморфный сплав Fc-„Nd,,B, проявляет магнитомягкяе свойства. При нагреве свыше 530"С: форма гистерезисной петли подвергается значительному изменению, обусловленному появлением кристаллической фазы. Специфическая форма шстерезисцой петли обусловлена различием в магнитных свойствах двух различных фаз.

Горячая деформ.-чш.1: ззстехиочетри'еского сплава (33 Bec.%Nd. 65 зес.%Ре. 1.4 вес.%В) существенно повышает его i истсрезвсные магнитные свойства (табл.4). Причинами г.овышеппя птстерезисных свойств в деформированном сплаве являются уменьшение размера зерен ферромагнитной фазы и появление кристаллографической текстуры.

Таблица 4. Магнитные свойства литого и деформированного сплава системы Ш-Ие-В.

Состояние ,Нс, кА/м Остаточная индукция Вг, Тл в направлениях

осевое радиальное Тангенциальное

Литое 16 0.03 0.025 0.03

Горячедеформнро-ванпое 480 0.16 0.48 0.49

Активная роль в формировании высококоэрцитивного состояния принадлежит также

состоянию границ вновь образованных зерен. В деформированном сплаве вокруг ферромагнитных зерен образуется пространственная сетка из немагнитных фаз, что может задерживать переход доменных стенок из зерна в зерно. Повышению гистерезисных свойств, очевидно, способствует также исчезновение первичных кристаллов магнитомягкой фазы а-Ие в деформированном сплаве.

Роль интенсивной пластической деформации кручением в магнитном поведении сплавов системы Ш(Рт)-Бе-В изучалась на двух составах, которые отличались соотношением и природой вторых фаз.

ИПД уже при небольших степенях переводит стехиометртеский сплав в высококоэрцитивное состояние (рис.8, кривая 1). Увеличение степени деформации способствует повышению Нс до 250 - 300 кА/м (0 <ф < 5л), появлению участка насыщения (5 <ф < 10л) и затем ее резкому снижению (ф > 10л). Рост Нс на начальных стадиях деформации связан с повышением плотности деформационных дефектов (дислокаций, границ зерен) и уменьшением размера зерна в сплаве. При достижении критической степени деформации и минимального размера зерен Нс достигает максимального значения. Дальнейшее увеличение степени деформации я плотности дефектов приводит к распаду основной фазы, частичной аморфизации сплава и снижению Нс.

Влияние температуры отжига на гистерезисные характеристики деформированных образцов зависит от степени деформации образца перед нагревом. В первом случае (ф < 5я), отжиг является рекристаллизационным и снижает Нс. Во втором случае (ф > 10гс) происходит кристаллизация аморфной части сплава, причем размер образующихся кристаллитов меньше, чем размер зерен при деформации. Соответственно, достигается наиболее высокое значение

Н,

Наблюдаемые изменения гистерезисных свойств в процессе ИПД и последующего отжита связаны со структурными изменениями (уменьшением размера зерен, увеличением плотности дефектов) и обратимыми фазовыми превращенный типа кристалл -метастабильная фаза - аморфная фаза. Последние, как показано, сопровождают ИПД только в случае сравнительно высоких степеней деформации (ф = 16я). г

В гомогенизированном состоянии застехиометрический сплав Рг10Регз}В!Си,1 имеет на порядок более высокое значение Ц. = 350 кА/м, чем сплав стехиометрического состава. Это связано с меньшим размером зерен (<1 = 10-15 мкм), отсутствием внутри зерен частиц железа и наличием частиц парамагнитной фазы. Характер зависимости гистерезисных свойств Нс и о, от степени деформации принципиально не отличается от таковой для

стехиометрического сплава." В тоже время отжиг при 600°С деформированного

застехиометрического сплава для всех степеней деформации приводит только к увеличении-! Не. Другой особенностью сплава с парамагнитной фазой является чрезвычайно высокий уровень Не, максимум которого достигает рекордного значения 2240 кА/м для этой системы. Столь высокий уровень Не объясняется формированием УМЗ структуры и образованием при термообработке парамагнитных прослоек фазы, препятствующих магнитному взаимодействию между зернами основной фазы.

Глава 4. Механические свойсва УМЗ металлов и сплавов при комнатной температуре.

В настоящей главе представлены результаты исследования механических свойств и закономерности их поведения при комнатной температуре для УМЗ сплавов различной природы, полученных методами ИПД, включая РКУ прессование.

Одним из важных проявлений механического поведения УМЗ сплавов, полученных ИПД, является значительный эффект старения, обнаруженный в алюминиевых сплавах с ограниченной растворимостью (сплав 01959) и с ее отсутствием (сплавы А1-Ре(&).

8 закаленном епдаре 01959 ИПД естественное старение позволяют сформировать высокопрочное состояние и достичь наивысших значений микротвердости (табл.5). Наблюдаемое различие в эффекте упрочнения после естественного и искусственного старения связано с различным типом выделений образующихся при комнатной и повышенных температурах. Значительный эффект упрочнения в отличие от традиционной (без деформации) обработки вызван формированием УМЗ структуры при ИПД и дисперсионным упрочнением при старении. Сравнение упрочнения, достигнутого при воздействии ИПД с другими методами измельчения структура такими как быстрая закалка, газовая атомизация или шаровой размол свидетельствует о большей эффективности ИПД.

Исследованы несмешиеаемые сплавы А1 - (2-П)%1<'е (2г), подвергнутые ИПД и термической обработке. Исходное состояние сплавов было получено двумя способами -литьем в кокиль и быстрой закалкой из расплава со скоростью 104 °С/с. ИПД кручением повышает микротвердость литых и БЗ сплавов более чем в 2 раза (табл. 6), что связано с измельчением зерен, увеличением плотности дефектов и внутренних напряжении, фрагмептацией частиц второй фазы и формированием пересыщенного твердого раствора железа (циркония) в алюминии.

Старение деформированных сплавов при 100 С приводит к дополнительному повышению микротвердости, что вызвано выделением наночастиц второй фазы на

дислокациях и границах зерен. Изменения микротвердости со временем старения (рис.9) являются типичными для упрочняемых алюминиевых сплавов.

Таблица 5. Микротвердость (МПа) сплава 01959 после закалки, ИПД и старения.

Схема Закалка ИПД, Естественное старение, Искусственное старение при температуре, С

50 100 150 200 250 300

0) 1260 - 1500 1250 1250 1360 1150 960 850

(2) - 1950 2030 1990 1940 1640 1280 1610 1510

(3) 1260 2240 2800 2200 2130 1960 1600 1700 1220

Примечание: В исходном состоянии Hv = 750 МПа.

Таблица 6. Микротвердость (МПа) сплавов Al-Fe в исходном, деформированном и состаренном состояниях.

Сплав Исходное ИПД Искусственное старение при 100°С, ч

0,5 1 1,5 2 3 5

Литой Al- ll%Fe 750 1750 1750 2000 2300 2450 2800 3020

БЗС Al-5%Fe 610 1830 2270

БЗС Al-2%Fe 510 1600

В БЗС Al-(2-5)%Fe эффект старения оказался выше, чем для литого сплава с большим содержанием железа. Быстрая закалка обеспечивает частичное растворение железа в илюмиицц j* перевод алюмннндов в более диспергированную форму, что в целом ускоря&т процесс измельчения структуры при последующей ИПД. Использование комбинированной обработки, сочетающей быструю закалку и ИПД, позволило достичь прочности при растяжении су = 750 МПа.

Другой особенностью механического поведения УМЗ сплавов является формирование высокопрочного состояния, изученного на примере титановых сплавов. Сплав ВТ1-0 исследован в УМЗ состоянии, полученом методом РКУП. Уровень прочностных характеристик в продольном направлении РКУП титана повышается в 1.5 - 1.7 раза, а удлинение уменьшается на 12% по сравнению с исходным горячедеформированным титаном (табл. 7). В деформированных прутках наблюдается заметная анизотропия свойств в продольном и перпендикулярном направлениях.

1S

1 абдипа 7. Механические свойства (20°С) три растяжения пруткоз сплава ВТ!-О после различных видов обработки.

Способ обработки Тип структуры МПа °0,2> МПа. %

Горячая деформация Крупнозернистая 460 380 26

РКУП УМЗ равноосная 710 640 14

РКУП + х-деф-пия (е = 75%) УМЗ пластинчатая 1040 900 14

РКУП + х.деф-ция (е = 93%)+ 300 °С-1ч УМЗ фрагментированная 1111 995 8-10

Дополнительные холодная прокатка со степенью деформации 93% и отжиг РКУП титана повышают его прочностные свойства ив и <т02 в 3,5 раза, которые составляют Ш ] и 995 МПа, соответственно, при сохранении достаточной пластичности (табл.7).

Исследование механического поведения УМЗ сплава ВТ6. полученном ИПД кручением, представлено в табл. 8.

Сильное измельчение структуры в процессе, ИПД приводит к значительному упрочнению сплава и уменьшению его пластичности, которая частично восстанавливается при последующем низкотемпературном отпуске.

•'аблкде 8- Результаты испытаний ма растяжение мпкрообразцов сплава ВТ6.

№ Состояние <тв, МПа <т„ МПа 5, 0/ ■о н„ 171а

1 Закалка (900°С) 1055 845 24 3,9

2 Закалка + ИПД 1750 1500 1-2 5.0

3 Закалка + ИПД + отжиг 200°С-1час 1430 1275 10 4,7

В сплаве ВТ 1-0 был исследован эффект Бауиитгера (ЭБ), позволяющий оценить явление неупругости и установить ряд особенностей в проявлении ЭБ в УМЗ металлах: различие в знаке ЭБ для металлов с разным типом решетки; снижение величины ЭБ при увеличении размера зерен и повышении внутренних напряжений исследованных образцов. ЭБ снижается при низкотемпературном отжиге в титане и повышается при уменьшении времени выдержки между сжатием и растяжением. В обоих случаях релаксация внутренних напряжений способствует снижению ЭБ (табл 9).

Таблица 9. Эффект Баушингера (В,) и пределы текучести при растяжении до (о11,,) и после (о^щ) предварительной деформации сжатием (а^ю) для титана в крупнозернистом и УМЗ состояниях.

Средний

Состояние размер Ор!02 _сж о и о"2« в,

(обработка) зерен, МПа МПа МПа %

мкм

1. РКУП+600°С-20 мин. 20 318 344 406 27.7

2. Горячекатанное 10 401 380 486 21.0

3. РКУП 0.2 636 530 683 7.4

0.2 640 582 607 5.1*

4. РКУП+отжпг 300°С-!ч 0.2 616 530 685 1 1 п

Примечания: -* деформация без выдержки между прямыми обратным нагружепиями

Усталостное поведение сплава ВТ1-0 при мало- и многоцикловом нагружении было также предметом исследования механических свойств. Результаты испытаний ври постоянной амплитуде деформации образцов сплава ВТ1-0 до и после РКУ прессования свидетельствуют, что напряжение и протяженность (число циклов К) стадии установившейся деформации для УМЗ титана существенно выше, чем для исходного КЗ состояния (рис.10). Усталостные испытания при постоянной амплитуде напряжений показали, что все усталостные кривые а - N (рис.11) имеют горизонтальный участок, который свидетельствует о наличии физического предела выносливости а.,. Этот факт, известный для крупнозернистого титана, позволяет привлекать для последующего анализа соотношение о.,/ав. Видно также, что обработка исходного титана с использованием РКУП, а также последующей холодной деформации и термической обработки, значительно повышает его усталостные свойства. Долговечность УМЗ титана по сравнению с исходным состоянием при одинаковом приложенном напряжении увеличивается на несколько порядков, а предел выносливости на базе 2x107 циклов повышается более, чем в два раза и приближается к уровню прочности ряда титановых сплавов (500 МПа).

Глава 5. Механические свойсва УМЗ сплавов при повышенных температурах.

В настоящей главе рассматривается механическое поведение титановых и магнитных сплавов с УМЗ структурой, полученной методами ТМО и ИПД, при особых температурно-скоростных условиях, способствующих появлению сверхпластичности. В метастабильных УМЗ сплавах особую роль в сверхпластическом поведении играет не только размер зерен, но и фазовый состав и термическая стабильность материала. В связи с этим, важным было изучение комплексного влияния структурных особенностей УМЗ сплавов на их механическое поведение при повышенных температурах.

5.1. Повышенная пластичность в магнитных сплавах.

Особый интерес представляет деформационная способность сплава Мп^А^О,; при 700°С, поскольку при более низких температурах сплав трудно деформируется и разрушается, а при более высоких температурах уменьшается стабильность т-фазы. Наибольшее сопротивление деформации имеет грубодигаерсная пластинчатая т, - фаза, а наименьшее - мелкозернистая г4. С увеличением степени деформации е для всех состояний, кроме т,„ характерно резкое разупрочнение. В сэстоятли 4 те то.'п-к^ отсутствует деформационное упрочнение и

ТрОЩТПТОООрЛ'-О^ПпИ^, mTI'O^U ТСЛЬ'ЛО ri-ПХКС НлЛрЯЖСНйй ТечСНйя, Ни II !Li.'IiO

повышенное значение коэффициента т ~ d Igcj/d lgc = 0,42. Эта признаки указывают па сверх пластическое поведение сплава при наличии в нем мелкозернистой т-фазы. В состояниях 1 -3 деформация приводит к изменениям структуры, связанным с динамической рекристаллизацией, снижается плотность дислокаций и формируется мелкое зерно размером нескольких микрон, Б 10 як время в одгшяшш 4 структура сохранялась мелкозернистой и равноосной, а в теле зеретт не наблюдали образования дислокационной субструктуры.

Изучено деформационное поведение магнитного сплава Х30К23^ магниты из которого изготавливают преимущественно методами литья из-за охрупчивающего влияния интерметаллидной ст-фазы в процессе деформации. Установлено влияние двух типов структур - мелкозернистой михродуплексного типа и пластинчатой, состоящих из зерен у- и а-фаз. В случае мелкозернистой структуры зависимость в - е имеет характерную сигмоидальную форму с выраженным участком повышенной скоростной чувствительности напряжения течения, соответствующего максимальным значениям 5 и коэффициента га. Максимальное удлинение составляет 180 и 810%, соответственно, для пластинчатой и мелкозернистой структур. Изменение коэффициента т в зависимости от степени

деформации показывает, что в случае мелкозернистой структуры коэффициент т в пределах деформации 20-150% меняется незначительно и составляет 0,47. Для состояния с пластинчатой структурой его значение возрастает от 0,21 при б = 20% до 0,42 при s = 150%, что является признаком СПД.

5.2. Сверхпластичность в титановых сплавах ВТ1-0 и ВТ6

Результаты испытаний сплава ВТ1-0 после РКУП показали, что признаки сверхпластичности появляются только при медленном нагреве до температуры испытания (табл. 10). Интервал температур и скоростей деформации, были выбраны исходя из предположения, что сверхпластичность может проявиться при неустойчивости наноструктуры в начале процесса рекристаллизации.

Таблица 10. Механические свойства РКУП титана. Медленный нагрев.

Т,°С £, с"1 а^МПа МПа 5,%

550 10"2 200 200 97

550 10"3 155 140 180

550 Ю-4 110 110 170

450 Ю-4 320 300 157

Увеличение температуры испытаний и снижение скорости деформации приводит к снижению прочностпых свойств и заметному повышению удлинения до разрушения до 180%. Характерный вид истинных кривых напряжение-деформации (рис. 12), величина коэффициента т = 0.21 и зависимость удлинения от скорости деформации свидетельствуют о проявлении эффекта сверхпластичности.

Сверхпластическое поведение УМЗ титанового сплава ВТ$. полученного методом ИПД кручением, имеет свои особенности по сравнению с мелкозернистым состоянием. Исследования выполнены для сплава, деформированного в двух структурных состояниях: после закалки и в состоянии поставки. Средний размер зерен после деформации закаленного сплава составил 50 нм. Значительное уменьшение прочности и увеличение пластичности начинает проявляться при Т£400°С. При 625 и 675°С образцы проявляют сверхпластичность. УМЗ сплав сохраняет более высокую прочность до 400°С, а при 500°С и выше его прочность сопоставима с мелкозернистым состоянием. В интервале температур 400-500°С напряжения течения для обоих состояний одинаковы, а пластичность образцов с УМЗ структурой значительно выше. Необычайно высокой оказалась величина показателя при напряжении п -

5,2 для растяжения при 650°С. Обычно, когда зернограничное скольжение является доминирующим механизмом деформации, п = 2. Высокая энергия активации (345 кДж/мол) и замедленная кинетика процесса связаны с Р-фазой, доля которой сильно зависит от температуры я этой области диаграммы состояния (табл. 1 П. Принимая во внимание равноосность зерен и микродвойники, наблюдаемые после деформации, можно полагать, что деформацонный механизм в настоящем исследовании включает в себя зернограничное скольжение, двойникование и дислокационное скольжение.

Таблица 11. Параметры сверхпластичности в УМЗ сплаве ВТ6.

т деф» °С е > с'1 б % Напряжение течения т Энергия активации У, кДж/моль

о0,, МПа при 150 МПа при 300 МПа

10* 260 320 0.15

650 10'3 390 200 0.20

Ю-4 530 70 0.46 345 271

725 ю1 130 300

40С '■30 Л

Иссяедояяиис сверх пластичности в УМЗ сплаве ВТб. получением без применения закалки, показало, что сгаш проявляет вксокоскороотчун> и н»икогемпературпую сверхпластичность (скорости ч температуре деформации, соответственно, на два порядка выше и на 150°С ниже по сравнению с микрокристаллическим сосоячяем); высокий уровень напояжеяий течения, низкий коэффициент скоростной чувствительности, высокое значение энергии активации и сильное деформационное упрочнение.

Глава 6. Технологические аспекты изготовления и некоторые направления практического использования УМЗ сплавов.

Представленные выше результаты свидетельствуют о высоком потенциале УМЗ метастабильных сплавов с точки зрения их практического применения. Существующие на этом пути проблемы связанны с особенностями технологических и служебных свойств материалов с УМЗ структурой: высокими удельными усилиями на инструменте, повышенной хрупкостью, термической я временной стабильностью. В главе рассмотрены особенности изготовления и некоторые направления практического использования УМЗ материалов, реализованные на примере магнитных и титанового сплавов.

Магнитный сплав ва основе соединения Мп}аА12),£,м имеет ряд преимуществ перед магнитами из феррита бария, являющимися наиболее близким классом магнитных материалов. Разработана технология получения УМЗ полуфабрикатов (прутков 0 6-30 мм) из сплава Мп70А12,5Со5, основанная на горячей деформации сплава в температурном интервале 650 - 750°С в режиме сверхпластичности. Снижение напряжений течения позволяет обеспечить формообразование изделий с более высокой стойкостью штамповой оснастки. С этой же целью исследовано и оптимизировано влияние технологических параметров (угол конусности матрицы, скорость прессования, степень деформации, смазочный материал) на максимальные удельные усилия прямого изотермического прессования сплава, проявляющихся на начальной стадии деформации. Служебные свойства постоянных магнитов, полученных горячим прессованием при 700°С в обычных условиях и в режиме сверхпластической деформации (СЦД), приведены в табл.12.

Таблица 12. Служебные свойства магнитов из сплава Мп70А129.¡С^

Характеристики Обычная деформация •СПД

Коэрцитивная сила Не, кА/м 120 200

Остаточная индукция Вг, Тл 0.35 0.5

Энергия (ВН)тах, кДж/м3 17.5 40

Прочность о„, МПа 1450 1800

Деформация до разрушения, % 0.2 3.0

Для магнитных сплавов Х30К23 и Х23К15Т была решена задача повышения механических свойств в изделиях сложной формы. Примером таких изделий, используемых в авиационной и космической технике, служит хольцо для гирокомпаса. Единственным способом реализации этой задачи является горячая деформация в режиме сверхпластичности. Для получения кольцевой формы магнитов был выбран способ штамповки заготовки типа "стакан", при котором происходит обратное выдавливание металла. Измерения магнитных и механических свойств колец из двух сплавов, полученных методом литья и СП деформации, показали одинаковый уровень магнитных свойств, однако показатели прочности и азимутальной неоднородности магнитного потока, а также величины КИМ были выше для метода СПД (табл.13).

Состояние Х23К15Т Х30К23

литое СПД литое СПД

Остаточная намагниченность Вг, Тл 1.23 1.23 1.03 1.03

Коэрцитивная сила Не, кА/м 40 42 55 57

Магнитная энергия (ВН)тэх, кДж/м3 34 34 30 31

Азимутальная неоднородность, % 6 2.5 7 3

Предел прочности, МПа 320 640 270 580

КИМ 0.5 0.9. 0.5 0.85

Титановые сплавы для медицины и крепежа

Примером возможного практического применения УМЗ материалов являются аысокопрочтгыге резьбовые изделия, широко используемые в авиа- и автомобилестроении. В связи с этпм высокопрочный титан был опробован как материал для резьбовых шпилек. Полученные резьбовые шпильки служили образцами для испытаний на малоцкгловую усталость. Резьбозые шпильки были получены пластическим деформированием (без снятия стружки) и с резьбой. ннпгммний резном (со снятием стружки). Оормврогзгое УМЗ структуры с шпазысг тотета позволяет гутцгстясино пов^сыъ шиашчхкую долговечноси резьбы в шлощкюепЦ облает <таш. 14).

Высокий уровень ирочкоешьк и усталостных своЯссв УМЗ титана, приближающегося к уровню свойств титановых сплавов, позволил приступить к разработке технологии получения ряда нюхомодулысых биосовместимих имилантантных материалов с

Таблица 14. Механические свойства крупнозернистого и УМЗ титана, предел выносливости

(ст.,) и долговечность резьбозогс соединения-(Ир).

N Состояние Механические свойства МПа Кр

МПа сти,МПа 5,%

1 Крупнозернистое 460 400 27 60 255 4211

2 УМЗ 820 800 15 60 460 34504* 17504**

Примечание: *- Нарезание резцом, **- Накатка роликом.

различной областью применения (протезы тазобедренного и коленного суставов, ортопедические и зубные имплантанты, инструменты для фиксации травмированных участков). Разработанный материал и технология его получения проходят апробацию и сертификацию в ряде медицинских центров страны и за рубежом.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ И ВЫВОДЫ

В работе проведены комплексные исследования физико-механических свойств метастабильных УМЗ металлов и сплавов, полученных ИПД. Данные сплавы являются метастабильными вследствие образования в них неравновесных фаз, пересыщенных твердых растворов и аморфизации. Такие метастабильные состояния при нагреве проявляют эффекты старения, распада, кристаллизации и другие фазовые превращения, демонстрируя уникальные механические и магнитные свойства. В целом, проведенные исследования являются развитием нового научного направления "Физическое материаловедение УМЗ метастабильных металлов и сплавов" и позволяют сделать следующие выводы:

1. Показало, что интенсивная пластическая деформация сплавов является уникальным методом получения УМЗ метастабильных сплавов, сочетающем ь себе одновременно такие преимущества, как однородность и измельчение структуры до наномеггрового диапазона (80100 нм), значительное изменение фазового состава. Впервые, используя метод РКУ прессования, получены массивные образцы промышленных труднодеформируемых сплавов на основе алюминия (Al-5%Fe), титана (ВТ1-0), интерметаллидного соедииеиия Nd2Fe,4B.

2. Исследовано формирование УМЗ структур в сплавах различной природы:

твердые растворы (ВТ1-0, ВТ6, Fe-Сг-Со, Al-Zn-Cu-Mg-Zr); интерметаллические соединения (Mn-Al-C, Fe-Nd(Pr)-B); эвтектика (Al-Fe). Установлено, что структурное состояние и фазовый состав исходного сплава, а также режимы ИПД определяют степень измельчения, степень пересыщения твердых растворов, кинетику и температуры фазовых превращений при нагреве.

3. Показано, что УМЗ структура сплавов, формирующаяся в процессе ИПД, принципиально отличается от таковой, полученной другими методами, например быстрой закалкой или термомеханической обработкой. Основными отличиями являются неравновесность границ зерен и фазового состава, высокий уровень внутренних напряжений, сильная кристаллографическая текстура сплавов и определенная термическая стабильность.

4. ИПД кручением инициирует в сплавах фазовые превращения, характер которых определяется природой сплава:

- в системах на ннгерметаллидной основе - распад метастабильной ферромагнитной фазы па немагнитные равновесные фазы (Мп-А1-С); аморфизация и образование пересыщенного твердого раствора на основе ОЦК - железа (Ре-Ш(Рг)-В);

- в твердых растворах - повышение растворимости легирующих элементов (А1-2п-Си-~ Щ-Ъ);

- в не смешиваемых эвтектических системах - образование пересыщенных твердых растворов (А1-5-11%¥е).

5. Нагрев интенсивно деформированных сплавов сопровождается эндотермическими и экзотермическими реакциями, связанными со структурной релаксацией (снятие напряжений в границах зерен, рекристаллизация, рост зерен) и фазовыми превращениями (растворение, выделение, аллотропия).

6. Магнитное поведение метастабкльных УМЗ сплавов с различной природой ВКС и характером взаимодействия компонентов определяется степенью керавновесности структуры и фазового состава до и после ИНД. Особая роль принадлежит размеру зерен, а также межфазным и межзеренным границам, определяющим механизм перемагничивания и уровень фундаментальных и гистерезисных свойств. Наиболее высоко коэрцитивное состояние в сплаве ва основе соединсшгя ",Ре„В, полученное сочетанием ИЛ,", я низкотемпературного отя'Пг?. соответствует УМЗ структуре, б которой размер магшггоой фа<ы близок к размеру абсолютной однодомевяоегя, а избыточная фаза является парамагнитной п располагается а виде изолирующих прослоек между зернами.

7. Обнаружено и экспериментально доказано существование максимума на кривых "свойство-деформация" для сильнодефермированных сплавов системы Н-Ре-В. Подобный вид зависимости НДф) и оДср) связан с конкуренцией процессов измельчения структуры, повышающих гистерезисные свойства на начальном этапе деформации, и процессами распада осноьпоя ма> ннтотвердои фазы на мапштомягкие ф?.зы при высоких степенях деформации, понижающих Нс и стг

8. Обнаруженные закономерности формирования высокопрочных и высококозрцитивпьтх состояний в УМЗ сплавах различной физической природы, позволили достичь:

- прочности при растяжении в сплавах ВТ1-0 (более 1100 МПа) и ВТ6 (более 1500 МПа), превышающей уровень соответствующих крупнозернистых аналогов;

- рекордной величины усталостной прочности в технически чистом титане на базе 2x10' циклов (о_,= 500 МПа), что соответствует уровню высокопрочных титановых сплавов;

- высокой коэрцитивной силы (Не = 2240 кAhí) в сплаве на основе соединения R,Fe„B( приближающейся к уровню быстрозахаленных сплавов.

9. В термически неупрочняемых алюминиевых сплавах системы Al-Fe, подвергнутых ИПД и последующему нагреву, обнаружен эффект старения, сопровождающийся значительным повышением микротвердости и прочности (о = 750 МПа). Использование при этом комбинированной обработки, сочетающей быструю закалку и ИПД, повышает эффект старения.

10. Все исследованные сплавы в УМЗ состоянии проявляют при нагреве повышенную деформационную способность (ВТ1-0, Al-5%Fe, Мп^А^О^) или сверхпластичность (ВТ6, Х23К15, Х30К23). На примере титанового сплава ВТ6 показано, что материалы с УМЗ структурой, полученной ИПД, имеют отличительные особенности в сверхпластическом поведении по сравнению с микрозернистыми аналогами: температура сверхпластичности совпадает с микроструктурной нестабильностью при нагреве; сильное деформационное упрочнение и высокие напряжения течения; снижение минимальной температуры и повышение оптимальной скорости для максимального удлинения; замедленная кинетика процесса.

11. Используя закономерности формирования высокопрочных и высококоэрцитивных состояний в УМЗ промышленных сплавах, разработаны методы получения новых материалов на основе титана, алюминия и соединения R2Fe14B и определены области их применения в медицине (имплантанты), авиационной технике (крепеж) и электротехнической промышленности (постоянные магниты).

Основные положения диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Валиев Р.З, Корзников A.B., Столяров В.В. Сверхпластичность сплава Х23К15. Изв. ВУЗов. Черная металлургия, 11,1985,с.137-138.

2. Валиев Р.З., Салимгареев Х.Ш., Столяров В.В. Исследование и разработка технологии получения постоянных магнитов системы Мп-А1-С с использованием эффекта сверхпластичности. КШП, 8, 1986, с.14-16.

3. Валиев Р.З., Кайбышев O.A., Корзнихов A.B., Столяров В.В. Структура и сверхпластичность сплава Х30К23. ФММ, 63,1,1987, с.165-171.

4. Валиев Р.З., Кайбышев O.A., Казыханов В.У., Корзников A.B., Столяров В.В. Структура и деформационная способность сплава Мп-Al-C в ферромагнитном состоянии. Черная металлургия, 9,1987, с.84-89.

5. Валиев P.3., Кайбышев O.A., Корзников A.B., Столяров B.B. Структурные изменения'при отжиге и горячей деформации сплавов системы Fe-Cr-Co. Изв. АН СССР, Металлы, 2 1988, е.121-126. ^ "' - - - - -

и. Валиев Р.З., Кайбышев O.A., Корзников A.B., Столяров B.B. Влияние термической обработки на механические свойства сплавов системы Fe-Cr-Co. Электронная техника, 6, 4, 1988, с.233.

7. Валиев Р.З., Кайбышев O.A., Нурисламов А.Х., Столяров B.B. Влияние предварительной деформации на структуру и деформационную способность сплава Мп-29.5%А!-0.5%, МиТОМ, 2,1988, с.37-40.

8. Кайбышев O.A., Валиев F.3., Нурисламов А.Х., Столяров В.В. Влияние химического состава на структуру и механические свойства сплава Мп-А1-С в магнитной области. МиТОМ, 10,1988, с.52-54.

9. Валиев Р.З., Кайбышев O.A., Корзников A.B., Столяров В.В. Изготовление постоянных магаятов из сплавов системы Fe-Cr-Co с применением эффекта сверхпластачкости. Авиационная промышленность, 4,1989, с.61-62. •

10. Mvilukov X.Ya.. Valiev U.Z.. Korznikova G.F., Sfolyarov V.V. The amorphous FeNdB alloy

crystallization kinetics агЛ iiigh. coereivity state formation. Phys.Stai.Soi iaV> 12. 1089 .137-143.

11. Валиев P.3.. Костикова Г.Ф., Столярок В В., Дерягин A...1-'. Микроструктура и ьысококсэрцитивког состояние ферромагнитного спиава .\ir>70A!:,;C05. Изв АН СССР, Металлы, !, 1990, с.99-103.

¡2. Sfolyarov V.V.. Valiev R.Z. The effect of hot straining or. die mkrostucture and magnetic properties of cast and rapidly quenched Fe-\Td-B alloy. Materials Science Forum, v.62-64, 1990, p. 587-588.

13. Столяров B.B., Салимгареев Х.Ш., Корзников A.B. Влияние температуры закалки па структуру и свойства мапштотвердого Fe-Cr-Co сплава, МиТОМ, 8, 1991, с.42-43.

14. Столяров В.В., Валиев Р.З., Дерягин А.И., Корзников A.B., Мулюков Х.Я.. Влияние термической обработки на структуру и магнитные свойства быстрозакалеаного сплава Fe-Nd-B. ФММ, 7,1990, с.53-59.

15. Stolyarov V.V., Salimgareev Ch.Sh., Valiev R.Z., Klodash J., Chrost K. High coercivity in submicrograined highly deformed FeCrCo alloy. Pays.Stat. Sol.(a), 129,1992, 529-537.

16. Манаков H.A., Корзннкова H.A., Столяров В.В. Доменная структура и гистерезисные свойства мелкозернистых сплавов высокоанизотропных редкоземельных магнетиков. ФММ, 73,2, (1992), 123-126.

17. Манаков Н А., Корзникова Г.Ф., Мулюков КЛ., Столяров В.В., Толмачев В. О механизме перемагничивания мшфокристашшческих сплавов NdFeB. ФММ. 1, (1991), 197-199.

18. Столяров В.В., Корзникова Г.Ф., Сазонов С.Н., Файзирахманов Р.М., Валиев Р.З. Структура н магнитные свойства горяченрессованного сплава системы Fe-Nd-B. ФММ., 5, (1991), 53-57.

19. Манаков Н.А., Корзникова Г.Ф., Столяров В.В., Толмачев В. Дисперсность микроструктуры и гистерезисные свойства быстрозахаленных сплавов Fe-Nd-B. ФММ, 6, (1991), с.109-113.

20. Popov A.G,. Gunderov D.V and Stolyarov V.V. Method of fonnation of high coercivity state in PrFeBCu-alloy. JMMM, v.157/158, 1996,33-34.

21. Stolyarov V.V., Gunderov D.V., Popov A.G., Gaviko V.S. The influence of severe plastic deformation on the structure and magnetic properties of the PrFeBCu alloy. Ann. Chim. France., 21, 1996, 515-520.

22. Vinogradov A., Kaneko Y., Kitagawa K-, Hashimoto S., Stolyarov V., Valiev R. Cyclic response ofultrafine-grained copper at constant plastic strain amplitude. Scr.Material., 36, 11,1997, 1345-1351.

23. Столяров B.B., Попов А.Г., Гундеров Д.В., Гавико B.C., Корзникова Г.Ф., Ермоленко А.С., Валиев Р.З. Влияние интенсивной пластической деформации на структуру и магнитные свойства сплава Pr-Fe-B-Cu, ФММ, 2,1997, с.100-108.

24. Stolyarov V.V., Latysh V.V,, Shundalov V.A., Islamgaliev U.K., Salimonenko D.A., Valiev R.Z. Influence of severe plastic deformation on ageing effect of Al-Zn-Mg-Cu alloy. Mater.Sci.Eng., A 234-236,1997,339-342.

25. Столяров B.B., Попов А.Г., Гундеров Д.В., Гавико B.C., Корзникова Г.Ф. Формирование высококоэрцитивного состояния в сплаве PrFeB методом интенсивной пластической деформации кручением. Известия ВУЗов. Черная металлургия, 9, 1997, с.58-60.

26. Stolyarov V.V., Gunderov D.V., Popov A.G., Gaviko V.S., Ermoletiko A.S. Structure evolution and changes in magnetic properties of severe plastic deformed Nd(Pr)-Fe-B alloys during annealing. Journal of Alloys and Compounds, 281, 1998,69-71.

27. Senkov O.N., Froes F.H., Stolyarov V.V., Valiev R.Z. and Liu J. Non-equilibrium structures in aluminum-iron alloys subjected to severe plastic deformation. Advanced Particulate Materials & Processes, Editors F.H.Froes and J.C.Hebeisen, Metal Powder Industries Federation, Princeton, NJ, 1997,95-102.

28. Senkov OX, Froes FJi., Stolyarov V.V., Valiev ILZ. and Liu J. Microstructure of aluminum-. iron alloys subjected tc severs plastic deformation. Scripta Matsrialia, 38,10 1998,1511-1516.

29. Senkov O.N., Stolyarov V.V., Liu J., Froes F.H, Valiev R.Z. Microstructure and Microhardness of Nanocrystailine Al-Fe Alloys After Sever Plastic Deformation and Aging, Journal of NanoStructured Materials, 10,5,1998,691-698.

30. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Stolyarov V.V., Mishra R.S., Mukhenee A.K. Processing and mechanical properties of nanociystaline alloys prepared by severe plastic deformation.- Mat. Sci. Forum, v.269-272,1998, 969-974.

31. Stolyarov V.V., Shestakova L.O., Valiev R.Z., Zhu Y.T. Formation of Metastable States in Nanostructured A!- and Ti-Bassd Alloys by the SPTS Technique, Nanostructured Materials, v.12, 5-8,1999,923-926.

32. Stolyarov V.V and Valiev R.Z. "Bulk nanostructured metastable alloys prepared by severe palstic deformation", Ed: A.R. Yavari, Trans Tech. Publications, Materials Science Forum, v. 307, Journal of Metastable and Nanocrystailine Materials, v.l, 1999, 185-190.

33. Stolyarov V.V., Alexandrov I.V., Kolobov Yu.R„ Zhu M„ Zhu Y„ Lowe T„ Valiev R.Z. Enchanced fatigue and tensile mechanical properties of titanium processed by severe plastic defoemation. Proc. of the seventh Int.fatigue congres, Beijing, P.R.China, Editors: X.R.Wu, Z.G.Wang. Higher Education Press, 8-12 June, 1999, v.3,1435-1440.

34. Stolyarov V.V., Guj)G?ro\ D.V., Valiev R.Z., Popov A.G., Gaviko V.S., Ermoienko A.S. "Metastable n?iiostructi!rcd st^ies in 4B-b^se<i hJIovs orocesscd by severe pb.stic deformation" "Journal of Magnetism and Magnetic Materials", 196-197, 1999, 166-168.

35. Stolyarov V.V., Zhu Y.T., Lowe T.C., Islamgaliev R.K., Valiev R Z. "A Two Step SPD Processing of Ultrafine-Grained Titanium", NanoStructured Materials, i 1, 7, 1999, 947-954.

36. Stolyarov V.V., Zhu Y.T., Lowe T.C., Islamgaliev R.K., Valiev R.Z., 'Processing, Microstructure and Mechanical Properties of Nanocrystailine Ti and Ti-Ti02 Nanocomposites processed by SPTS Consolidation", Mater.Sci.Eng., A 282-1-2,2000,78-85.

37. Столяров B.B., Шестакова Л.О., Гундеров Д.В,, Валиев Р.З. Метастабильные состояния в нанострукгурных сплавах,- -"Структура и свойства нанокристашшческих материалов Сб.трудов конференции под ред. Носковой Н.И. и Талуца Г.Г., Екатеринбург, 1999,248-253.

38. Кильмаметов А.Р., Столяров В.В., Шестакова JI.O., Александров И.В. Структурные особенности высокопрочного наноструктурного титана, полученного интенсивной пластической деформацией. -"Структура и свойства нанокристаллических материалов Сб.трудов конференции под ред. Носковой Н.И. и Талуца Г.Г., Екатеринбург, 1999, с.181-188.

39. Stolyarov V.V., Shestakova L.O., Zharikov A.I., Latysh V.V., Valiev R.Z., Zhu Y.T., Lowe T.C. Mechanical properties of nanostructured titanium alloys processed using severe plastic

deformation. Proceedings of 9й Int. Conf. Titanium-99 eds by acad. Goiynin I.V. and prof. Usbkov S.S., Nauka, v. 1,2000,466-472.

40. Valiev R.Z., Stolyarov V.V., Latysh V.V., Raab G.I., Zhu Y.T., Lowe T.C. Engineering of nanostructured titanium for structural application. Proceedings of Int. Conf. Titanium-99, eds by acad Goiynin I.V. and prof.Ushkov S.S., Nauka, v.3,2000,1569-1572.

41. Stolyarov V.V., Latysh V.V., Valiev ILZ., Zhu Y.T. Lowe T.C. The development of nanostructured SPD Ti for medical application, ed. by T. Lowe and R. Valiev Proceedings of the NATO ARW on Investigation and applications of severe plastic deformation, Moscow, 1999, published by Kluwer Academic Publishers, 2000, p.367-372.

42. Колобов Ю.Р., Кащин O.A., Сагымбаев E.E., Дударев Е.Ф., Бушнев Л.С., Грабовецкая Г.П., Столяров В.В. Исследование структуры, механических и электрохимических свойств субмикрокристашхического титана. Физика, Изв. ВУЗов, 1,2000, с.77-85.

Авторские свидетельства

1. Валиев Р.З., Кайбышев, Столяров В.В., Корзников, Миляев И.М., Кавалерова Л. А.. Способ изготовления магнитов из сплавов системы Fe-Cr-Co, 1987, А.с. 1296600,

2. Салимгареев Х.Ш., Столяров В.В., Кабышев P.O. Инструмент для получения прессованных изделий, преимущественно постоянных магнитов системы MnAlC. 1988, А.с.1428481.

3. Кайбышев О.А., Валиев Р.З., Столяров В.В., Корзшпсов А.В., Нурисламов А.Х., Фролов O.K., Ефимов О.Ю., Миляев И.М., Салимгареев Х.Ш. Способ получения постоянных магнитов и устройство для его осуществления, 1988, А.с. 1452119.

4. Кайбышев О.А., Нурисламов А.Х., Валиев Р.З., Столяров В.В. Способ обработки магнитотвердых сплавов системы Мп-А1-С, 1989, А.с.1476940

5. Корзников А.В., Салимгареев Х.Ш., Ефимов О.Ю., Столяров В.В., Способ обработки постоянных магнитов, БИ 1990, А.с.1621526

6. Валиев Р.З., Столяров Р.З., Файзирахманов P.M., Миляев И.М., Васильева Ф.В. Способ изготовления анизотропных постоянных магнитов из быстрозакаленных сшивов системы Fe-РЗМ-В, БИ 1991, А.с.1622082.

7. Валиев Р.З., Кайбышев О.А., Корзников А.В., Столяров В.В., Миляев И.М., Кавалерова Л.А.Способ изготовления магнитов сложной формы из сплавов системы Fe-Cr-Co, 1992, А.с.1814318 (ДСП).

8. Слобода В.Н., Латыш В.В.. Столяров В.В., Рааб Г.И., Ценев Н.К. Устройство для обработки металлов давлением, 1999, Патент № 2128095.

сэ •

úiuJ^L.

Рис. 3. Дкфрактограммы сгшава

Pr:oFe73 5B5Cu 5 в литом (а), деформированном (Ь, с) и отожженном при 600°С-20 мкн.((1)сос!ояниях.

1-ИГ!Д (фучение, 0Ю мм :-ИПД(РКУП)

о m «я м ю im Твокраптра <гапц °С

(а) - кручение + отжиг 300°С-2ч (б)

Рис. 4. Микроструктура (а) и термическая стабильность (б, t=l час), УМЗ сгшава ВТ1 -0 после ИПД.

(а) (б)

Рис. 5. Микроструктура (а- поперечное сечение) и полюсные фигуры (б) УМЗ титана в состоянии 3 (РКУП+ТМО). 1 - направление перпендикулярное прессованию; 2 -направление прессования.

т-> •■ 'Ja ' т — - 4 & ÜUV » .4M.

.. -„.-г»: лрж^лавйг;

Хз . iso гго ¡.

Рис.6. Микроструктура закаленного сплава ВТ6 после ИПД и отжига при 300°С -1 час.

«00

зсо

5

200

я

100

0

20

о

о

8

2 4 6 Энергия, юВ

Рис.7. EDS спектр сплава АН l%Fe после ИПД кручением.

с

£ 3000

2000

«Л*

Рис. 8. Влияние деформации на коэрцитивную силу в деформированном (1) и отожженном при 600° С 20 мин (2) состояниях в стехиометрическом сплаве

).7*РвщбВ; ц.

Рис. 9. Зависимость микротвердости от времени старения при 100°С для сплава А1-11%Ре.

600р

«t t

§ 3Q°I

_ Ö 4ООН

§ I

5 300 Б

§ I

а

500ÍQOO Í5Ü0 Число ЦИКЛОВ

Рис. 10. Кривые циклического упрочнения для КЗ (1) и УМЗ (2) гитана.

1ооо

900

щ

С S

. А1Ю

и ""

Рис. 1!. Кривые усталости а - N для исходного (1) и УМЗ титана, в состояниях РКУП (2), РКУП + холодная прокатка (3) и РКУП + холоднгя прокатка + отжиг (4).

ч

ОД 0,4 ол 0,8

деформация, е

Рис, 12 Истинные кривые напряжение- деформация для РКУ U тптана:(1) 550 "С, КУс"1; (2) 550 "С, 10'V; (3) 550 °С, ¡0"V:: (4) 450 "С, 10"V'' при медленном нагреве.

СТОЛЯРОВ Владимир Владимирович

СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ В МЕТА СТАБИЛЬНЫХ СОСТОЯНИЯХ

Специальность 05.16.01 — Металловедение и термическая обработка

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

ЛР 020258 от 08.01.98 г.

Подписано к печати 25.04. 2000 г. Формат 60x84 1/16. Бумага офсетная №1. Печать плоская. Гарнитура Times. Усл.печ.л. 2,0. Уч. -изд. л. 1,9. Тираж 100 экз. Заказ №791.

Уфимская типография № 2 Министерства печати и массовой информации Республики Башкортостан 450000, Уфа-центр, ул. К. Маркса, 12

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. МЕТОДЫ ФОРМИРОВАНИЯ МЕТАСТАБИЛЬНЫХ УМЗ СТРУКТУР В СПЛАВАХ.

1.1. Термомеханическая обработка.

1.2. Сверхбыстрое охлаждение из расплава.

1.3. Интенсивная пластическая деформация.

1.4. Краткие выводы по главе 1.

ГЛАВА 2. ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ И ЕЕ ЭВОЛЮЦИЯ

ПРИ НАГРЕВЕ В УМЗ СПЛАВАХ.

2.1. УМЗ структуры в магнитотвердых сплавах

2.1.1. Сплавы на основе интерметаллидного соединения.

2.1.2. Сплавы на основе твердых растворов.

2.2. УМЗ структуры в сплавы титана и алюминия.

2.2.1. Сплавы на основе твердых растворов.

2.2.2. Системы с отсутствием растворимости вторых элементов.

2.3. Краткие выводы по главе 2.

3. МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА УМЗ СПЛАВОВ.

3.1. Фундаментальные свойства.

3.2. Гистерезисные свойства.

3.3. Краткие выводы по главе 3.

4. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА УМЗ МЕТАЛЛОВ И

СПЛАВОВ ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ.

4.1. Эффекты старения.

4.2. Высокопрочное состояние.

4.3. Циклическое поведение и усталость.

4.4. Краткие выводы по главе 4.

5. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА УМЗ СПЛАВОВ

ПРИ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ.

5.1. Повышенная пластичность в магнитных сплавах.

5.2. Сверхпластичность в титановых сплавах ВТ1-0 и ВТ6.

5.3. Краткие выводы по главе 5.

6. ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ АСПЕКТЫ ИЗГОТОВЛЕНИЯ И ПРИМЕРЫ ПРАКТИЧЕСКОГО ПРИМЕНЕНИЯ УМЗ СПЛАВОВ.

6.1. Сплавы для постоянных магнитов.

6.2. Титановые сплавы для медицины и крепежа.

6.3. Краткие выводы по главе 6.

Актуальность работы. Одной из фундаментальных задач физического металловедения является разработка научных основ создания новых металлических материалов и перспективных технологий, обеспечивающих прогресс науки и техники. Высокий уровень и различное сочетание физических и механических свойств материалов должны отвечать возрастающим эксплуатационным и технологическим требованиям. Новым направлением на этом пути является создание материалов с ультрамелкозернистой (УМЗ) структурой. По сложившейся терминологии под УМЗ структурой принято понимать структуру в металлах и сплавах с размером зерен около 1 мкм и менее. В последние годы различают также субмикрокристаллическую (0.1-1 мкм) и нанокристаллическую (менее 100 нм) структуры. Экспериментальные и теоретические исследования структуры и свойств во многом подготовили происходящий сейчас прорыв в области создания новых УМЗ материалов [112]. Такие материалы стали незаменимыми объектами металловедческих и физических исследований и одновременно практически важными для многих областей промышленности. Физико-механические свойства УМЗ материалов по сравнению с аналогичными по химическому составу, но крупнозернистыми, оказываются существенно различными. В таких материалах обнаружены интересные физические эффекты: пластичность в хрупких керамиках [1], сверхпрочность в соответствие с уравнением Холла-Петча [6, 7], низкотемпературная и высокоскоростная сверхпластичность [8, 9], магнитное межзеренное обменное взаимодействие, вызывающее повышенную остаточную намагниченность и коэрцитивную силу [5] в магнитных материалах, аномально высокий коэффициент диффузии [10]. УМЗ сплавы являются перспективными материалами для получения высококоэрцитивных магнитных материалов и высокопрочных изделий сложной формы в условиях сверхпластической деформации.

Однако, несмотря на очевидные успехи в области исследования и практического освоения УМЗ материалов и большое число публикаций по этой теме, представленных в последних обзорах [11-12], многие важные вопросы в этой области знаний требуют дальнейших исследований. Прежде всего, это относится к проблеме получения УМЗ материалов. Первоначально для этого наибольшее распространение получили газовая конденсация с последующим компактированием [1,2] и шаровой размол с последующей консолидацией [14]. На этих образцах были начаты систематические исследования структуры и физико-механических свойств чистых металлов и твердых растворов. Вместе с тем, до сих пор еще остаются проблемы в получении УМЗ материалов данными методами в связи с сохранением в них некоторой остаточной пористости и примесей, которые влияют на результаты измерений различных физико-механических свойств и их интерпретацию. Кроме того, эти методы сталкиваются с проблемой изготовления объемных образцов и объективной оценкой макроскопических механических и магнитных характеристик.

Многие из упомянутых проблем могут быть преодолены путем формирования в материалах УМЗ структуры за счет использования интенсивной пластической деформации (ИПД), то есть деформирования до больших степеней при относительно низких температурах (обычно меньше 0.30.4 ТПЛ,К) в условиях высоких приложенных давлений [12, 14, 15]. Основой для развития этого подхода послужили хорошо известные способы значительного измельчения структуры после воздействия больших степеней деформации, в частности путем прокатки и волочения [18-20]. К достоинству метода интенсивной пластической деформации можно отнести также формирование объемных образцов наноструктурных материалов в различных металлах, сплавах и интерметалл идах. К настоящему времени разработано несколько механических схем реализации этого метода. К ним, в частности, относятся деформация кручением (ДК) под высоким давлением, равноканально-угловое (РКУ) прессование й всесторонняя ковка. Метод ИПД кручением уже был успешно использован для измельчения структур до размеров зерен около 20 нм, а также для консолидации порошков в различных металлах и сплавах [14-17, 21-31]. В еще одной работе [22], была предложена схема РКУ прессования для V многократной деформации массивных заготовок без изменения поперечного сечения образца. При этом было показано, что в образцах накапливается высокая степень деформации в результате сдвига в плоскости пересечения каналов. В дальнейшем метод РКУ прессования был развит для получения ультрамелкозернистых структур с преимущественно болыпеугловыми границами зерен [3, 14, 23].

С другой стороны, структура образцов, подвергнутых ИПД, характеризуется не только малым размером зерен и высокоугловыми разориентировками соседних зерен, но и такими структурными особенностями, как повышенный уровень внутренних упругих напряжений, значительные микроискажения кристаллической решетки, высокая плотность решеточных и зернограничных дислокаций [3, 32-36]. Особую роль в УМЗ сплавах должны играть химическая неоднородность и степень неравновесности фазового состава и границ зерен, которые вносят заметный вклад в отклонение сплава от равновесного состояния в целом. С увеличением протяженности границ зерен в УМЗ сплавах, термодинамическая неравновесность возрастает, и особенно заметно, в многокомпонентных системах, в которых топологический и концентрационный порядок нарушается, прежде всего, на межфазных границах. Такие термодинамически неравновесные сплавы принято называть метастабильными, подразумевая под этим, что сплав находится в состоянии с локальным (не абсолютным) минимумом свободной энергии [37]. Именно в метастабильных УМЗ сплавах, полученных при экстремальных внешних воздействиях, ожидается появление новых необычных свойств, вызванных как малым размером зерен, так и степенью неравновесности фазового и химического состава в теле зерен и на их границах. Конкуренцией процессов изменения системы под действием внешних факторов (температуры, давления, и др.) и самопроизвольной релаксации будет определятся конечная структура и свойства УМЗ сплава. Предполагается, что время релаксации исследуемых систем значительно превышает время эксперимента.

Другим важным аспектом в данной проблеме является выбор исследуемых систем. К моменту постановки настоящей работы (1986-87 гг.), область материалов, к которым относились отдельные публикации, посвященные ИПД кручением, была в основном ограничена чистыми металлами (медь, никель) [15, 16] или однофазными твердыми растворами на их основе (А1-Си-2г) [30]. Это, безусловно, сдерживало дальнейший прогресс в исследованиях и применении УМЗ материалов. Оставались неясными многие особенности, связанные с формированием УМЗ структуры и свойств в более сложных системах - в гетерофазных сплавах с двумя и более компонентами различной природы. Особенно это становится актуальным в наши дни, когда основу разработки новых классов перспективных материалов составляет конструирование и создание метастабильных, неоднородных по фазовому и химическому составу и свойствам структур. Это в равной степени относится к материалам как конструкционного, так и электротехнического назначения. Недавние исследования нанокристаллов хорошо изученного и имеющего огромное значение для развития современной техники интерметаллического соединения Ш2Ре14В [38] указывают на возможность расширения области гомогенности промежуточных фаз в неравновесном состоянии. Однако, неясно какие условия необходимы для экспериментального наблюдения этого явления. В приведенном примере важнейшее значение имеют исследования магнитных свойств на образцах с магнитным порядком в основном состоянии. Именно эти исследования во многих случаях позволяют сделать заключение о гомогенности или же гетерофазности материалов. До сих пор специфика магнитной структуры нанокристаллов в приведенных выше примерах остается до конца непонятной.

В титане и его сплавах чрезвычайно важной остается проблема получения высокопрочных состояний с повышенным сопротивлением усталостному разрушению. Разработка принципов формирования необходимых наноструктурных состояний с использованием интенсивной пластической деформации может стать основой для дополнительного структурного упрочнения титановых сплавов.

В алюминиевых сплавах, подверженных естественному или искусственному старению, этот эффект может быть значительно усилен за счет измельчения структуры до нанометрового диапазона. Кроме того, в термически неупрочняемых алюминиевых сплавах с несмешиваемыми компонентами, ИПД может влиять на характер взаимодействия компонентов и приводить к появлению новых эффектов упрочнения или разупрочнения. Примерами других метастабильных материалов с наноструктурой могут служить металлические стекла, нанокристаллы, дисперсионно твердеющие композиции и пересыщенные твердые растворы. Помимо характерного масштаба структуры эти материалы объединяет то, что они являются неупорядоченными и метастабильными неоднородными системами. Фазовые превращения в них, соответствующие равновесным диаграммам состояния, подавляются либо изменяются.

Начиная с 1987 года, под руководством профессора Р.З. Валиева были развернуты систематические исследования наноструктурных материалов, полученных методом ИПД, обобщенные в первой монографии [12]. Развитие этих работ шло по нескольким научным направлениям.

В одном из них [3, 36], основное внимание было уделено мессбауэровским исследованиям, а также изучению упругих свойств и внутреннего трения в чистых металлах, подвергнутых ИПД. Во втором направлении [32, 33], были выполнены систематические работы по рентгеноструктурному анализу наноструктурных меди и никеля. При этом был обнаружен высокий уровень упругих деформаций в наноструктурных образцах, а также повышенные значения атомных смещений из положения равновесия в узлах кристаллической решетки. В третьем направлении [39, 40] основное внимание было уделено общему теоретическому описанию структуры и свойств дислокационных ансамблей в границах зерен и развитию модельных представлений о неравновесных границах зерен. Еще два направления работ по УМЗ материалам были связаны с изучением фундаментальных магнитных свойств (температуры магнитных фазовых переходов и магнитострикции) редкоземельных металлов [41, 42] и структурой индивидуальных границ зерен в чистых металлах [43].

Вместе с тем, важной задачей научного направления, представленного настоящей диссертацией, является экспериментальное исследование метастабильных наноструктурных сплавов с целью разработки основных принципов создания высокопрочных и высококоэрцитивных состояний в них и определения роли структуры и фазового состава в проявлении необычных физико-механических свойств.

В качестве материалов для исследований были выбраны алюминиевые термически упрочняемый и неупрочняемый сплавы (системы АХ-Ъп-Схх-Ш^-Ъг и А1-Ре(2г), титановые сплавы (однофазный ВТ 1-0 и двухфазный ВТ6) и магнитотвердые сплавы (на основе твердых растворов в системе Ре-Сг-Со, интерметаллидных соединений в системах Мп-А1-С и Л-Ре-В) (табл. 1.1). Выбор этих систем не был случайным. С одной стороны он определялся тем, что выбранные системы являются реальными и типичными представителями соответствующих классов материалов с принципиально разным типом равновесных диаграмм состояния, и ожидалось, что полученная информация о структуре и свойствах будет достаточно общей для сплавов разного типа. С другой стороны, выбранные системы являются чрезвычайно перспективными с точки зрения научного и практического использования.

Таблица 1.1. МАТЕРИАЛЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Класс материалов Основной компонент сплава Химический состав (вес. %) и обозначение сплава Природа сплава

Магнито-твердые сплавы Марганец Мп7оА129,5Со,5 Интерметаллидная т-фаза (метастаб.)

Железо Ре62Сг23Со15 (ХК15) Ре47СгзоСо2з (ХК23) Твердый р-р (а + у) Твердый р-р (у + а)

ЫёпРеууВю - стехиометрический Б^БенВ + а-Ре

РггоРеуз^БзСи! 5-застехиометрический К2Ре14В + Я - фаза

Конструкционные сплавы Алюминий А189.4гпб!1Мё2,8Си12г0)037 (01959) твердый раствор

А1-(2-11%)Ре (гг) Эвтектика

Титан примеси <0.1% (ВТ 1-0) ГПУ-Т1

Ть6%А1-4%У (ВТ6) твердый р-р (а+Р)

10

В этой связи в настоящей работе впервые представлены результаты комплексного изучения структуры, механических и магнитных свойств конструкционных и магнитотвердых сплавов с УМЗ структурой, полученных методами интенсивной пластической деформации. Поскольку при повышенных температурах в УМЗ материалах наблюдаются релаксационные процессы, связанные с возвратом дефектной структуры границ, ростом зерен и фазовыми превращениями, важной задачей являлось также изучение эволюции структуры, механического и магнитного поведения при нагреве УМЗ материалов.

Таким образом, актуальность темы диссертации определяется как необходимостью более глубокого понимания и регулирования процессов формирования УМЗ структуры и свойств в метастабильных сплавах в процессе воздействия ИПД, так и широкими перспективами использования этих материалов в различных областях науки и техники.

Решение перечисленных проблем потребовало развития нового научного направления на стыке физики и механики твердого тела и металловедения -исследование структуры и свойств УМЗ метастабильных сплавов, полученных интенсивной пластической деформацией.

Цель работы состоит в установлении особенностей структурно-фазовых превращений, закономерностей формирования физико-механических свойств, выяснении физической природы метастабильных состояний в УМЗ сплавах, полученных интенсивной пластической деформацией, и разработке на этой основе новых материалов электротехнического и конструкционного назначения.

Для достижения этой цели были поставлены и решены следующие задачи:

1. Сравнительный анализ различных деформационно-термических методов получения объемных метастабильных УМЗ сплавов (горячей деформации, быстрой закалки и интенсивной пластической деформации).

2. Изучение особенностей формирования структуры в процессе интенсивной пластической деформации в сплавах с различной природой компонентов.

3. Исследование эволюции структуры и фазового состава деформированных сплавов при нагреве методами просвечивающей электронной и Оже-спектрометрии, дифференциальной сканирующей калориметрии, рентгеноструктурного и термомагнитного фазового анализов.

4. Экспериментальное изучение фундаментальных и гистерезисных магнитных характеристик в УМЗ ферромагнитных сплавах в деформированном состоянии.

5. Выяснение роли исходного фазового состава и влияния режимов термической обработки на формирование высококоэрцитивного состояния в сплавах системы Ш(Рг)-Ре-В.

6. Изучение механического поведения УМЗ сплавов при статическом и циклическом нагружении при комнатной температуре.

7. Исследование механического поведения наноструктурных сплавов при повышенных температурах.

8. Определение областей практического применения УМЗ метастабильных сплавов.

Научную и практическую значимость работы составляют:

1. Режимы и схемы получения массивных УМЗ сплавов с размером зерен в интервале 0.08 - 1 мкм с использованием методов быстрой закалки, горячей деформации и ИПД.

2. Закономерности формирования высокопрочного высококоэрцитивного состояний в сплавах различных систем.

3. Комбинированные методы получения высокопрочных состояний в титановом сплаве ВТ 1-0 (сочетание РКУ прессования и ТМО) с уровнем прочности ав = 1150 МПа и пределом выносливости ст1 = 500 МПа на базе

2x107 циклов и в сплаве А1-5%Ре (сочетание быстрой закалки и ИПД) с уровнем прочности около 750 МПа. 4. Способы получения объемных постоянных магнитов (сплавы систем Мп-А1-С, Ре-Сг-Со и Я-Ре-В) и медицинских имплантантов (сплав ВТ 1-0) с УМЗ структурой и повышенным уровнем гистерезисных и прочностных свойств.

Достоверность результатов и выводов обеспечивается использованием современных методов структурного анализа и исследования физико-механических свойств, сравнением, где это возможно, с литературными данными теоретических и экспериментальных исследований, практическим использованием и патентоспособностью разработанных материалов.

Актуальность темы подтверждается и тем, что она связана с выполнением планов работ по:

1. Федеральной целевой программе «Государственная поддержка интеграции высшего образования и фундаментальной науки на 1997-2000 годы», проект «Развитие учебно-научного межведомственного комплекса "Конструкционные наноструктурные материалы: получение, исследование и применение" (контракт # 2.1.-80А)»

2. Государственной научно-технической Программе на 1997-98 "Новые материалы". Проект "Высокопрочные материалы с нанокристаллической структурой на основе А1, Ре и /П сплавов, обладающих повышенной прочностью и вязкостью".

3. Региональной программе на 1993-2000 г. " Научно-технические проблемы социально-экономического развития республики Башкортостан", проект "Разработка научных основ технологии получения новых материалов с контролируемой поликристаллической структурой".

4. Межвузовской программе "Экспортные технологии и международное научное сотрудничество", проект "Нанокристаллические материалы".

5. Договорам между Уфимским государственным авиационным техническим университетом и Лос-Аламосской национальной лабораторией, США.

6. Гранту РФФИ № 98-02-17249 "Неравновесные структурные состояния сплавов на основе интерметаллида Nd2Fei4B".

Научная новизна. Впервые, используя методы ИПД, получены и систематически исследованы метастабильные УМЗ состояния на широком круге промышленных сплавов на основе титана, алюминия и интерметаллидного соединения R2Fei4B.„ Изучены эволюция структуры и формирование магнитных и механических свойств в процессе деформации и нагрева. Полученные результаты использованы для формирования высокопрочных и высококоэрцитивных состояний в титановых сплавах и сплавах системы R-Fe-B, соответственно. Достигнуты рекордные значения кратковременной и усталостной прочности в титановом сплаве ВТ1-0. Обнаружен сильный эффект старения, связанный с образованием и распадом пересыщенных твердых растворов в термически неупрочняемом наноструктурном сплаве Al-Fe с несмешиваемыми компонентами. Разработаны технологические схемы получения объемных полуфабрикатов для промышленного изготовления постоянных магнитов и медицинских имплантов.

Выполненные исследования позволили сформулировать ряд результатов и положений, которые являются новыми и выносятся на защиту.

1. Зависимости формирования метастабильных УМЗ состояний в титановых (ВТ 1-0 и TÍ-6A1-4V), алюминиевых (Al-Zn-Cu-Mg-Zr, Al-Fe) и магнитотвердых сплавах (Mn-Al-C, Fe-Cr-Co и Fe-Nd(Pr)-B) от режимов и сопособов ИПД.

2. Результаты исследования особенностей формирующейся УМЗ структуры в сильнодеформированных сплавах с различным характером взаимодействия компонентов (механическая смесь, твердый раствор, интерметаллидные соединения): экспериментальное обнаружение образования пересыщенных твердых растворов в системах с ограниченной растворимостью (или ее отсутствием); частичной аморфизации сплавов на интерметаллидной основе в процессе ИПД, а также сильного эффекта измельчения структурных составляющих при последующем нагреве.

3. Результаты исследования эволюции структуры и фазового состава при нагреве деформированных сплавов систем R-Fe-B, Al-Fe, Ti-Al-V, распадом пересыщенных твердых растворов, нанокристаллизацией, возвратом и рекристаллизацией.

4.Результаты изучения влияния ИПД и последующего отжига на фундаментальные и гистерезисные магнитные свойства ферромагнитных сплавов разных систем (интерметаллиды, твердые растворы) и фазового и химического состава.

5. Особенности формирования высококоэрцитивных состояний и роль фазового состава в стехиометрическом и застехиометрическом сплавах системы R-Fe-B.

6. Закономерности механического поведения при статическом и циклическом нагружении при комнатной температуре и определение факторов, ответственных за формирование высокопрочного состояния в УМЗ титановых и алюминиевых сплавах (режимы ИПД, размер зерен, текстура, эффект старения)

7. Особенности механического поведения при повышенной температуре в сплавах, подвергнутых ИПД. Обнаружение явлений повышенной пластичности в магнитных сплавах и высокоскоростной сверхпластичности в титановом сплаве ВТ6.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

В работе проведены комплексные исследования физико-механических свойств метастабильных УМЗ металлов и сплавов, полученных интенсивной пластической деформацией. Данные сплавы являются метастабильными вследствие образования в них неравновесных фаз, пересыщенных твердых растворов и аморфизации. Метастабильные состояния при нагреве проявляют эффекты старения, распада, кристаллизации и другие фазовые превращения, демонстрируя уникальные механические и магнитные свойства. В целом, проведенные исследования являются развитием нового научного направления -исследование структуры и свойств УМЗ метастабильных металлов и сплавов, полученных интенсивной пластической деформацией - и позволяют сделать следующие выводы:

1. Показано, что интенсивная пластическая деформация является уникальным методом получения УМЗ метастабильных сплавов, сочетающем в себе одновременно такие преимущества, как однородность и измельчение структуры до нанометрового диапазона (80-100 нм), значительное изменение фазового состава. Впервые, используя метод РКУ прессования, получены объемные образцы УМЗ труднодеформируемых сплавов на основе алюминия (Al-5%Fe), титана (ВТ1-0), интерметаллидного соединения Nc^Fe^B.

2. Исследовано формирование УМЗ структур в сплавах различной природы: твердые растворы (ВТ 1-0, ВТ6, Fe-Cr-Co, Al-Zn-Cu-Mg-Zr); интерметаллические соединения (Mn-Al-C, Fe-Nd(Pr)-B); эвтектика (Al-Fe). Установлено, что структурное состояние и фазовый состав исходного сплава, а также режимы ИПД определяют степень измельчения структурных составляющих, степень пересыщения твердых растворов, кинетику и температуры фазовых превращений при нагреве.

3. Показано, что УМЗ структура сплавов, формирующаяся в процессе ИПД, принципиально отличается от таковой, полученной другими методами, например, быстрой закалкой или термомеханической обработкой. Основными отличиями являются повышенная неравновесность структуры и фазового состава, высокий уровень внутренних напряжений, сильная кристаллографическая текстура сплавов и пониженная термическая стабильность. Для дисперсионно - стареющих сплавов (Al-Fe) термическая стабильность повышается в процессе старения.

4. ИПД кручением инициирует в сплавах фазовые превращения, характер которых определяется природой сплава:

- в системах на интерметаллидной основе - распад метастабильной ферромагнитной фазы на немагнитные равновесные фазы (Мп-А1-С); аморфизация и образование пересыщенного твердого раствора на основе ОЦК - железа (Fe-Nd(Pr)-B);

- в твердых растворах - повышение растворимости легирующих элементов (Al-Zn-Cu-Mg-Zr);

- в не смешиваемых эвтектических системах — образование пересыщенных твердых растворов (А1-5-11 %Fe).

5. Нагрев интенсивно деформированных сплавов сопровождается эндотермическими и экзотермическими реакциями, связанными со структурной релаксацией (снятие напряжений в границах зерен, рекристаллизация, рост зерен) и фазовыми превращениями (растворение, выделение, аллотропия).

6. Магнитное поведение метастабильных УМЗ сплавов с различной природой ВКС и характером взаимодействия компонентов определяется степенью неравновесности структуры и фазового состава до и после ИПД. Особая роль принадлежит размеру зерен, а также межфазным и межзеренным границам, определяющим механизм перемагничивания и уровень фундаментальных и гистерезисных свойств. Наиболее высоко коэрцитивное состояние в сплаве на основе соединения R^Fe^B, полученное сочетанием ИПД и низкотемпературного отжига, соответствует УМЗ структуре, в которой размер зерен магнитной фазы близок к размеру абсолютной однодоменности, а избыточная фаза является парамагнитной и располагается в виде изолирующих прослоек между зернами.

7. Обнаружено и экспериментально доказано существование максимума на кривых "свойство-деформация" для сильнодеформированных сплавов системы R-Fe-B. Подобный вид зависимости Нс(ф) и стг(ф) связан с конкуренцией процессов измельчения структуры, повышающих гистерезисные свойства на начальном этапе деформации, и процессами распада основной магнитотвердой фазы на магнитомягкие фазы при высоких степенях деформации, понижающих Нс и стг.

8. Разработаны основные структурные принципы формирования высокопрочных и высококоэрцитивных состояний в УМЗ сплавах различной физической природы, реализация которых позволила достичь:

- прочности при растяжении в сплавах ВТ 1-0 (более 1100 МПа) и ВТ6 (более 1500 МПа), многократно превышающей уровень соответствующих крупнозернистых аналогов;

- рекордной величины усталостной прочности в технически чистом титане на базе 2x10 циклов (a.i= 500 МПа), что соответствует уровню высокопрочных титановых сплавов;

- высокой коэрцитивной силы (Нс = 2240 кА/м) в сплаве на основе соединения R2Fei4B, приближающейся к уровню быстрозакаленных сплавов.

9. В термически неупрочняемых алюминиевых сплавах системы Al-Fe, подвергнутых ИПД и последующему нагреву, обнаружен эффект старения, сопровождающийся значительным повышением микротвердости и прочности (ств = 750 МПа). Использование при этом комбинированной обработки, сочетающей быструю закалку и ИПД, повышает эффект старения.

10. Все исследованные сплавы в УМЗ состоянии проявляют при нагреве повышенную деформационную способность (ВТ1-0, Al-5%Fe, МП70А129.5С0.5) или сверхпластичность (ВТ6, Х23К15, Х30К23). На примере титанового сплава ВТ6 показано, что материалы с УМЗ структурой, полученной ИПД, имеют отличительные особенности в сверхпластическом поведении по сравнению с микрозернистыми аналогами: их температура проявления сверхпластичности совпадает с микроструктурной нестабильностью при нагреве; они демонстрируют значительное деформационное упрочнение и высокие напряжения течения; снижение минимальной температуры и повышение оптимальной скорости сверхпластической деформации.

11. Используя структурные принципы формирования высокопрочных и высококоэрцитивных состояний в УМЗ промышленных сплавах, разработаны методы получения новых материалов на основе титана, алюминия и соединения R2Fei4B и определены области их применения в медицине (имплантанты), авиационной технике (крепеж) и электротехнической промышленности (постоянные магниты).

Автор глубоко благодарен своим коллегам за ценные дискуссии и полезные замечания. В процессе выполнения диссертационной работы автор тесно взаимодействовал как с сотрудниками ИФПМ УГАТУ, так и с коллегами из других научных коллективов, что отражено в списке совместных статей. Особая благодарность сотрудникам, с которыми проводились большинство экспериментальных работ и подготовка публикаций: Александрову И.В.,

Исламгалиеву Р.К., Латышу В.В., Раабу Г.И., Шестаковой J1.0.,

Сошниковой Е.П., Гундерову Д.В., Жарикову А.И., Салимгарееву Х.Ш., а также научному консультанту проф. Валиеву Р.З. за постоянную помощь и внимание в подготовке диссертационной работы.

ПЕРЕЧЕНЬ СОКРАЩЕНИЙ

ИПД - интенсивная пластическая деформация

ДК - деформация кручением

РКУ - равноканально-угловое прессование

УМЗ - ультрамелкозернистый

ГЗ - границы зерен

АФГ - антифазные границы

ТМО - термомеханическая обработка

ИТМО - изотермическая термомагнитная обработка

ДСК - дифференциальная сканирующая калориметрия

ЭБ - эффект Баушингера

СП - сверхпластичность

БЗ - быстрозакаленный

1. GleiterH., Nanocrystalline Materials, Progr.Mater.Sci., 33, 1989,223р.

2. Gleiter H., Materials with ultrafine-grained microstructures retrospectives and perspectives, Nanostructured materials, 1, 1992, p.1 -19.

3. Valiev R.Z., Korznikov A.V., Mulyukov R.R. Structure and properties of ultrafine-grained materials produced by severe plastic deformation, Mat.Sci.Eng., A168, 1993, p.141-148.

4. Valiev R.Z. Approach to nanostructured solids through the studies of submicron grained polycrystals, Nanostructured materials, 6, 1995, p.73-82.

5. Gandopadhay S., Hadjipanayis G.C., Dale В., Sorensen C.M., Klabunde K.J. Magnetism of ultraflne particles, Nanostructured materials, 1, 1992, p.77-81.

6. Weertman J. Mechanical properties of nanocrystalline materials, Mater. Sci. Eng., A166, 1993, p.161-171.

7. Valiev R.Z. Structure and mechanical properties of ultrafine-grained metals, Mat.Sci.Eng., A234-236, 1997, p.59-66.

8. Nieh T.G., Wadsworth J., Sherby O.D. Superplasticity in Metals and Ceramics, Cambridge. Univer. Press., 1997, p.290.

9. Valiev R.Z. Superplasticity in nanocrystalline metallic materials, Mater. Sci. Forum, 243-245, 1997, p.207-216.

10. Валиев P.3., Кайбышев О.А., Кузнецов П.Н., Мусалимов Р.Ш., Ценев Н.К. Низкотемпературная сверхпластичность металлических материалов, ДАН СССР, 301, 1988, с.864-866.

11. Гусев А.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства, Екатеринбург: УРО РАН, 1998, 198 с.

12. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией, Москва, "Логос", 1999,320с.

13. Jang J., Koch С.С. Amorphization and disordering of the №зА1 ordered intermetallic by mechanical milling, J.Mater. Res., 5, 1990, p. 498-509.

14. Ultrafine-Grained Materials Produced by Severe Plastic Deformation, Special issue, Ed. by R.Z. Valiev, Ann. Chim. Fr., 21, 1996, 369 p.

15. Смирнова H.A., Левит В.И., Пилюгин В.П., Кузнецов Р.И., Давыдова JI.C., Сазонова В.А. Эволюция структуры гцк монокрсталлов при больших пластических деформациях, ФММ, 61,1986, с. 1170-1177.

16. Смирнова Н.А., Левит В.И., Пилюгин В.П., Кузнецов Р.И., Дегтярев М.В. Особенности низкотемпературной рекристаллизации никеля и меди, ФММ, 62, 1986, с.566-570.

17. Валиев Р.З., Исламгалиев Р.К. Структура и механическое поведение ультрамелкозернистых металлов и сплавов, ФММ., 85, 1998, с. 161-178.

18. Langford G., Cohen М. Microstructure of Armco-iron subjected to severe plastic drawing Trans. ASM 82, 1969, p.623-632.

19. Павлов В.А., Антонова O.B., Адаховский А.П., Куранов А.А., Алябьев В.М., ДерягинА.И. Механические свойства и структура металлов и сплавов с предельно высокой степенью пластической деформации, ФММ, 58, 1984, р.177-184.

20. Рыбин В.В. Большие деформации и разрушение, М.: Металлургия, 1987, 260с.

21. Mishin О.V., Gertsman V.Yu., Valiev R.Z., Gottstein G. Grain boundary distribution and texture in ultrafine-grained copper produced by severe plastic deformation, Scripta Mater., 35, 1996, p.873-878.

22. Сегал B.M., Резников В.И., Дробышевский A.C., Копылов В.И. Пластическая обработка металлов простым сдвигом, Металлы, 1, 1981, с. 115-123.

23. Segal V.M. Materials processing by simple shear, Mat.Sci.Eng., A197, 1995, p.157-164.

24. Ferrasse S., Segal V.M., Hertwig K.T., Goforth R.E. Microstructure and properties of copper and aluminium alloy 3003 heavely worked by equalchannel angular extrusion, Metallurgical and Materials Transactions, 28A, 1997, p. 1047-105 8.

25. Ywahashi Y., Horita Z., Nemoto M., Langdon T.G. An investigations of microstructural evolution during equal-channel angular pressing, Acta Mater., 45, 1997, p.4733-4742.

26. Mabuchi M., Iwahashi H., Yanase K., Higashi K. Low temperature superplasticity in an AZ91 magnesium alloy processed by ECAE, Scripta mater., 36 (6), 1997, p.681-686.

27. Valiev R.Z., Mishra R.S., Grosa J., Mukherjee A.K. Processing of nanostructured nickel by severe plastic deformation consolidation of ball-milled powder, Scripta Materials, 34, 1996, p.1443-1448.

28. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Alexandrov I.V. Bulk nanostructured materials processed by severe plastic deformation, Progr. Mater. Sci. 45,(2000), 103p.

29. Valiev R.Z., Kozlov E.V., Ivanov Yu.V., Lian J., Nazarov A.A., Baudelet B. Deformation behaviour of ultrafine grained copper. Acta Metal. Mater.42, 1994, p.2467-2475.

30. Valiev R.Z., Salimonenko D., Tsenev N., Berbon P., Langdon T. Observations of high strain rate superplasticity in commercial aluminum alloys with ultrafine grain sizes, Scripta Mater., 37, 1997, p.724-729.

31. Shen H., Li Z., Gunther В., Korznikov A.V., Valiev R.Z. Influence of powder consolidation methods on the structural and thermal properties of nanophase Cu-50wt%Ag alloy, Nanostructured Materials, 6, 1995, p.385-388.

32. Александров И.В., Валиев Р.З. Исследование нанокристаллических материалов методами рентгеноструктурного анализа, ФММ, 77, 1994, с. 77-87.

33. Александров И.В. Развитие и применение методов рентгеноструктурного анализа для исследования структуры и свойств ультрамелкозернистых материалов. Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук, Уфа, 1997, 34с.

34. Islamgaliev R.K., Chmelik F., Kuzel R. Thermal stability of submicron grained copper and nickel, Mat.Sci.Eng., A237, 1997, p.43-49.

35. Валиев P.3., Мусалимов Р.Ш. Высокоразрешающая электронная микроскопия нанокристаллических материалов, ФММ, 78, 1994, с. 114-121.

36. Мулюков P.P. Структура и свойства субмикрокристаллических металлов полученных интенсивной пластической деформацией. Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук, Москва, 1996, 31с.

37. Ефимов Ю.В., Варлимонт Г., Мухин Г.Г. и др. Метастабильные и неравновесные сплавы, Под ред. Ефимова Ю.В., М.: Металлургия, 1988, 383с.

38. Столяров В.В., Попов А.Г., Гундеров Д.В., Гавико B.C., Корзникова Г.Ф., Ермоленко А.С., Валиев Р.З. Влияние интенсивной пластической деформации на структуру и магнитные свойства сплава Pr-Fe-B-Cu, ФММ, 2,1997,с.173-178.

39. Назаров А.А. Неравновесные ансамбли дислокаций в границах зерен и их роль в свойствах поликристаллов. Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук, Уфа, 1998, 34с.

40. Nazarov А.А., Romanov А.Е., Valiev R.Z. On the structure, stress fields and energy of non-equilibrium grain boundaries, Acta Met.Mater., 41, 1993, p.1033-1040.

41. Мулюков Х.Я. Магнитные свойства магнитоупорядоченных металлов и сплавов с субмикрокристаллической структурой. Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук, Уфа, 1998,31с.

42. Mulyukov Kh.Ya., Khaphizov S.B., Valiev R.Z. Grain boundaries and saturation magnetisation of submicron grained nickel, Phys. Stat. Sol., (a) 133, 1992, p. 447-454.

43. Исламгалиев P.K. Границы зерен и физические явления в наноструктурных материалах. Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук, Уфа, 1999, 33с.

44. Кайбышев O.A. Сверхпластичность промышленных сплавов, М., Металлургия, 1984, 264 с.

45. Сверхмелкое зерно в металлах. Пер. с англ./Под ред. Л.К.Гордиенко, М.: Металлургия, 1973, 383 с.

46. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов, М., Металлургия, 1978,568 с.

47. Бернштейн М.Л. Термомеханическая обработка металлов и сплавов, т.2, М. Металлургия, 1968.

48. Birringer R., Gleiter H. in R. W. Cahn (ed.), Encyclopedia of Materials Science and Engineering, Supplements I, Pergamon, Oxford, 1988, p. 339.

49. Koch C.C., Cho Y.S. Nanostruct. Mater., 1, 1992, p. 207.

50. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов, M., Металлургия, 1978,392с.

51. Шангуров A.B., Уймин М.А., Ермаков А.Е., Колмогоров В.А,, Щипанов

52. A.A., Буркин С.П. Исследование механических свойств сплавов системы Mn-Al-C, Известия ВУЗов, Черная Металлургия, 4, 1983, с.47-50.

53. Равдель М.П., Веллер М.В., Коняев Ю.С. Влияние деформации на структуру и свойства высококоэрцитивных сплавов Мп-А1. Изв. АН СССР, Металлы, 1, 1974, с.189-194.

54. Шангуров A.B., Уймин М.А., Ермаков А.Е., Тейтель Е.И. Динамическая рекристаллизация, сверхпластичность и магнитные свойства сплава Мп-А1-С, Физика металлов и металловедение, 61, Вып. 5,1986, с. 884.

55. Валиев Р.З., Кайбышев O.A., Казыханов В.У., Корзников A.B., Столяров

56. B.В. Структура и деформационная способность сплава MnAlC в ферромагнитном состоянии, Изв.Вуз. Черная металлургия, 9, 1987, с.84-89.

57. Валиев Р.З., Салимгареев Х.Ш., Столяров В.В. Исследование и разработка технологии получения постоянных магнитов системы Mn-Al-С с использованием эффекта сверхпластичности, Кузнечно-штамповочное производство, 8, 1986, с. 14-16.

58. Столяров В.В., Валиев Р.З., Нурисламов А.Х., Файзирахманов P.M. Анизотропные постоянные магниты из сплава Mn-Al-С, Информационный листок о научно-техническом достижении, N 87-21, 1986.

59. Кайбышев О.А. Пластичность и сверхпластичность металлов, М., Металлургия, 1975, 280 с.

60. Nozieres J.P., Perrier de la Bathie, Gavienet I. A novel process for rare earth-iron-boron permanent magnets preparation, J.de Phys., 49, 1988, C8, p.667-668.

61. Столяров B.B., Корзникова Г.Ф., Сазонов C.H., Файзирахманов P.M., Валиев Р.З. Структура и магнитные свойства горячепрессованного сплава системы Fe-Nd-B, ФММ, 5, 1991, с.53-57.

62. Столяров В.В., Мулюков Х.Я., Корзникова Г.Ф. Кинетика кристаллизации и формирование высококоэрцитивного состояния быстрозакаленных лент из сплава Fe-Nd-B, Тезисы докладов IX Всесоюзной конференции по постоянным магнитам, Суздаль, 1988, с.52.

63. Манаков Н.А., Корзникова Г.Ф., Столяров В.В., Толмачев В.В. Дисперсность микроструктуры и гистерезисные свойства быстрозакаленных сплавов FeNdB, ФММ, 6, 1991, с.109-113.

64. Бриджмен П. В. Поведение металлов в условиях высоких давлений, М.гТехиздат, 1936.

65. Бриджмен П.В. Исследование больших пластических деформаций и разрушения, М.: Иностранная литература, 1955, 444с.

66. Валиахметов О.Р., Галеев P.M., Салищев Г.А. Механические свойства титанового сплава ВТ8 с субмикрокристаллической структуройю ФММ, 10, 1990, с. 204-206.

67. Kaibyshev О., Kaibyshev R., Salischev G. Formation of submicrocrystalline structure in materials during dynamic recrystallization. Mater. Sei. Forum, 1993, v.l 13-115, p. 423-428.

68. Салищев Г. А., Валиахметов O.P., Галеев P.M., Малышева С.П. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане при пластической деформации и ее влияние на механические свойства. -Металлы, 1996, 4, с.86-91.

69. Мурзинова М.А. Формирование УМЗ структуры в сплавах титана при деформации с использованием обратимого водородного легирования. Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук. Уфа, 1999, 23с.

70. Ильин A.A. Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах.-М.: Наука, 1994, 304с

71. Валиев Р.З., Корзников A.B., Мулюков P.P. Структура и свойства субмикрозернистых материалов, ФММ, 4, 1992, с.71-94.

72. Перлин И.Л., Райтбарг Л.Ф. Теория прессования металлов. Изд. 2-е. М.: Металлургия, 1975, 447 с.

73. Segal V.M. Equal channel angular extrusion: from macromechanics to structure formation. Mater.Sci & Eng. A271, 1999, p.322-333.

74. Слобода B.H., Латыш B.B., Столяров B.B., Рааб Г.И., Ценев H.K. Устройство для обработки металлов давлением, 1999, Патент № 2128095.

75. Utyashev F.Z., Enikeev F.U., Latush V.V. Comparison of deformation methods for ultrafine-grained structure formation, Ann.Chim.Fr., 21, 1996, p.379-389.

76. Hindrick G. Zs.Anorg.Chem., 59,1908, p. 444.

77. Koster W., Wachtel E. Aufbau und magnetiche Eigenschaften der AluminiumMangan Legierungen mit mehr als 25 At% Mn. Zs. Metallkunde, 51, 1960, p. 271-280.

78. Власова Н.И., Кандаурова Г.С., Шур Я.С., Быханова H.H. Магнитные свойства и кристаллическая структура MnAl, Физика металлов и металловедение, 51, вып. 6, 1981, с. 1127-1166.

79. Салимгареев X.LLL, Ефимов О.Ю., Столяров В.В., Кайбышев P.O. Инструмент для получения прессованных изделий, преимущественно постоянных магнитов системы MnAlC, 1988, A.c. 1428481.

80. Кайбышев O.A., Валиев' Р.З., Столяров В.В., Корзников A.B., Нурисламов А.Х., Фролов O.K., Ефимов Ю.В., Миляев И.М., Салимгареев Х.Ш. Способ получения постоянных магнитов и устройство для его осуществления, 1988, A.c. 1452119.

81. Кайбышев O.A., Нурисламов А.Х., Валиев Р.З., Столяров В.В. Способ обработки магнитотвердых сплавов системы Мп-А1-С, 1989, A.c. 1476940.

82. Валиев Р.З., Корзникова Г.Ф., Столяров В.В., Дерягин А.И. Микроструктура и высококоэрцитивное состояние ферромагнитного сплава Мп7оА129.5Со.5, Изв.АН СССР, Металлы, 1, 1990, с. 99-103.

83. Хирш П., Хови А., Никлсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов, М.: Мир, 1968, с. 424.

84. Шур Л.С., Кандаурова Г.С., Быханова H.H., Соколовская Н.И. О магнитных свойствах высококоэрцитивного сплава Мп-А1 Исследования в области теоретического и прикладного магнетизма, Свердловск: Уральский политехнический институт, 1967, с.35-41.

85. Канеко X., Нисидзава Т., Хошма М. Исследование намагниченности т-фазы сплавов Мп-А1, Нихон Киндзоку гаккайси, 31, 1967, с. 1331-1336.

86. Кайбышев O.A., Валиев Р.З., Нурисламов А.Х., Столяров В.В. Влияние химического состава на структуру и механические свойства сплавов системы Mn- А1-С в магнитной области. МиТОМ, 10, 1988, с.52-54

87. Валиев Р.З., Корзникова Г.Ф., Столяров В.В., Дерягин А.И. Микроструктура и высококоэрцитивное состояние ферромагнитного сплава Mn70Al29.5C0.5- Изв.АНСССР, Металлы, 1, 1990, с.99-103.

88. Crunberg W., Jentzsch M. Beitrag zur Metallkunde ferromagnetischer Mn-Al-C, Legierungen, Neue Hütte, 4, 1986, p. 150-155.

89. Kubo Т., Ohtani Т., Kojima S. e.a. Machinable anisotropic permanent magnets of Mn-Al-C alloys, United States Patent, 1976, № 3 976 519.

90. Koon N.C., Das B.N., Rubinstein M.T., Tisson J. Magnetic properties of R2Fe14B single crystals, J. Appl. Phys., 57, 8,1985, p. 4091.

91. Sagawa M., Fujimura S., Tagawa N. a. o. New material for permanent magnets on a base of Nd and Fe, J. Appl. Phys., 55, 6, 1984, p. 2083-2087.

92. Narasimhan K.S. et al. Iron-based rare earth magnets, J. Appl. Phys., 57, 8, 1985, p. 4081.

93. Croat J.J., Herbat J.F., Lee R.W., Pinkerton F.E. Pr-Fe and Nd-Fe based material. A new class high-performance permanent magnets, J. Appl. Phvs., 55,6, 1984, p. 2078-2082.

94. European patent, 1984, N0133758A2.

95. Mulukov X.Ya., Valiev R.Z., Korznikova G.F., Stolyarov V.V. The amorphous FeNdB alloy crystallization kinetics and high coercivity state formation, Phys.Stat.Sol(a), 112,1989, p. 137-143.

96. Пашков П.П., Покровский Д.В. Диаграмма состояния системы Fe-Nd-B и особенности структуры ее сплавов. Высокоэнергетические постоянные магниты и их применение в электротехнике, Труды ВНИИЭМ, М., 85, 1987, с. 93-120.

97. Abell J.S., Harris I.R. Modification of microstructure of Ndi5Fe77B8 alloy by controlled solidification, IEEE Trans. Magn., 24, 2, 1988, p.1620 1622.

98. Sagawa M., Fijimura S., Yamamoto H., Matsuura Y., Hiraga К. a. o. Permanent magnet materials based on rare earth-iron-boron tetragonal compounds (invited), IEEE Trans. Magn., Mag. 1984, 20, 5, p. 1584 1589.

99. Shimoda Т., Akioka K., Kohavashi О. a. o. Hot-working behavior of cast Pr-Fe-B magnets, IEEE Trans. Magn., 1989, 5, 25, p. 4099-4104.

100. Raj R., Chvung С. K. Solution-precipitation creep in glass ceramics, Acta Met.,29, 1981, p. 159-166.

101. Столяров B.B., Попов А.Г., Гундеров Д.В., Гавико B.C., Корзникова Г.Ф. Формирование высококоэрцитивного состояния в сплаве PrFeB методом интенсивной пластической деформации кручением, Известия ВУЗов. Черная металлургия, 9,1997, с. 58-60.

102. Stolyarov V.V., Gunderov D.V., Popov A.G., Gaviko V.S. The influence of severe plastic deformation on the structure and magnetic properties of the PrFeBCu alloy. Ann. Chim. France., 21, 1996, 515-520.

103. Сергеев В.В., Булыгана Т.И. Магнитотвердые материалы, М.: Энергия, 1980.

104. Валиев Р.З., Столяров В.В., Корзников A.B., Бушмина О.В. Структурные изменения при сверхпластической деформации сплава 30Х23К, Тез. докл. XI Всесоюз. конф. по физике прочности и пластичности, Куйбышев, 1986, с. 68.

105. Валиев Р.3., Корзников A.B., Столяров В.В. Сверхпластичность сплава 23X15КТ для постоянных магнитов, Изв. вузов. Чер. металлургия, II, 1985, с. 137.

106. Долженков Е. И., Долженков И. И. Сфероидизация карбидов в стали, М.: Металлургия, 1984.

107. Сокол И. Я. Двухфазные стали, М.: Металлургия, 1974.

108. Мартин Дж., Доэрти Р. Стабильность микроструктуры металлических систем: Пер.с англ., М.: Атомиздат, 1978.

109. Кайбышев O.A., Лутфуллин Р.Я., Салищев Г.А. Микроструктурные изменения при термической обработке и горячей деформации титанового сплава ВТ-9 с пластинчатой микроструктурой, Физика металлов и металловедение, 59, Вып. 3, 1985, с. 578.

110. Валиев Р.З., Герцман В.Ю., Кайбышев O.A. Взаимодействие границ зерен с дислокациями и свойства металлов (обзор), Металлофизика, 8, 4, 1986, с. 72.

111. Stolyarov V., Salimgareev Ch., Yaliev R., Kloadas J., Chrost K. Hight coercive state in submicrograined highly deformed Fe-Cr-Co alloy, Phys. Stat. Sol.(a), 129, 1992, p. 529-535.

112. Отчет по НИР «Исследование и получение наноструктурных материалов», Уфа, 1999, 85с.

113. Popov А.А., Pyshmintsev I.Yu., Demakov S.L., Illarionov A.G., Lowe Т.О., Sergeeva A.V. and Valiev R.Z. Structural and mechanical properties of nanocrystalline titanium processed by severe plastic deformation, Scr.Mater., 37,7, 1997, p.1089-1094.

114. Гуляев А.П. Металловедение, M.: Металлургия, 1978, 647с

115. Powder diffraction file (published by the joint Committee on Powder Diffraction Standards), 1601 Park Line, Swarthmore, Pensylvania 19801, USA.

116. Breuer D., Klimanek P. X-ray substructure analysis in cold-rolled titanium, Mater.Sci.Eng, A 234-236, 1997, p.814-817.

117. Perlovich Yu., Bunge H.J., Fesenko V., Isaenkova M. X-ray study of structure inhomogenity in textured materials, Proc.of the 11th Intern. Conf. On Textures of Materials, edits. Z.Liang, L.Zuo, Y. Chu, 1996, p. 1455-1460.

118. Stolyarov V.V., Shestakova L.O., Valiev R.Z., Zhu Y.T. Formation of Metastable States in Nanostructured Al- and Ti-Based Alloys by the SPTS Technique, Nanostructured Materials, v. 12, 5-8,1999, p. 923-926.

119. Korznikov A.V., Ivanisenko Yu.V., Laptionok D.V., Safarov I.M., Pilyugin V.P., Valiev R.Z., Influence of severe plastic deformation on structure and phase composition of carbon steel, Nanostructured Materials, 1994, 4, p. 159167.

120. Korznikov A.V., Safarov I.M., Laptionok D.V., Valiev R.Z. Structure and properties of superfine-grained iron compacted out of ultradisperse powder, Acta Metall.et Mater., 39, 1991, p.3193-3197.

121. Stolyarov V.V., Latysh V.V., Shundalov V.A., Islamgaliev R.K., Salimonenko D.A., Valiev R.Z. Influence of severe plastic deformation on ageing effect of Al-Zn-Mg-Cu alloy, Mater.Sci.Eng., A 234-236,1997, p.339-342.

122. Masumoto T., Mat.Sci.Eng., A 179/180, 1994, p.8.

123. Escorial A.G., Lieblich M. Introducing metastability in Al-Cu-Zr alloys, Proceedings ISMANAM-97, l-P-12.

124. Kim Y.W., Griffith W.M., eds., Dispersion Strengthened Aluminum Alloys, TMS, Warrendale, PA, 1988.

125. Kattner U.R., in Binary Alloy Phase Diagrams, ed. T.B. Massalski, ASM, Metals Park, OH, 1,1986, p. 147.

126. Tonejc A., Bonefacic A., Journal of Applied Physics, 40 (1),1968, p.419.

127. Young R.M.K., Clyne T.W., Scripta Metallurgica et Materialia, 15(11), 1981, p.1211.

128. Mukhopadhyay D.K., Suryanarayana C., Froes F.H., Metallurgical Materials Transactions A, 26A (8), 1995, p. 1939.

129. Fadeeva VI., Leonov A.V, Materials Science Forum, 88-90, 1992, p.481.

130. Huang В., Tokizane N., Ishihara K.N., Shingu P.H., Nasu S., Journal of Non-Crystalline Solids, 117/118, 1990, p.688.

131. Mukhopadhyay D.K., Suryanarayana C., Froes F.H., Scripta Metallurgica et Materialia, 31 (3), 1994, p.333.

132. Ovecoglu M.L., Suryanarayana C., Metallurgical Materials Transactions , 27A (4), 1996, p. 1033.

133. Uglov A.A., Ignatev M.B., Titov VI., Soviet Physics Doclady, 35 (II), 1990, p.977.

134. Senkov O.N., Froes F.H., Stolyarov V.V., Valiev R.Z. and Liu J. Microstructure of aluminum-iron alloys subjected to severe plastic deformation. Scripta Materialia, 38, 10 1998, p. 1511-1516.

135. Senkov O.N., Stolyarov V.V., Liu J., Froes F.H., Valiev R.Z. Microstructure and Microhardness of Nanocrystalline Al-Fe Alloys After Sever Plastic Deformation and Aging, Journal of NanoStructured Materials, 10, 5, 1998, p.691-698.

136. Амирханов H.M., Исламгалиев P.K., Валиев Р.З. Калориметрические исследования наноструктурной меди. Сб. науч. тр. Структура и свойства нанокристаллических материалов, Екатеринбург: УРО РАН, 1999, с.333-343.

137. Frost H.JAshby M.F. Deformation-mechanizm maps: the plasticity and creep of metals and ceramics, Pergamon press, 1982, p. 21.

138. Вороненко Б. M. Коэрцитивная сила и тонкая структура сплавов. Дефектоскопия, 1986. № 8. с. 43.

139. Дайкстра JI. Д. Связь магнитных свойств с микроструктурой //Структура металлов и свойства. М.: Металлургия, 1957

140. Лившиц Б.Г., Крапошин B.C., Липецкий Я.Л. Физические свойства металлов и сплавов.- М.-.Металлургия, 1980

141. Золотухин И.В. Физические свойства аморфных металлических материалов.-М. .'Металлургия, 1986

142. Хандрих К., Кобе С. Аморфные ферро- и ферримагнетики, М,: Мир, 1982, 296 с.

143. Валиев Р.З., Мулюков P.P., Мулюков Х.Я., Трусов Л.И., Новиков В.И. Температура Кюри и намагниченность насыщения никеля с ультрамелкозернистой структурой, Письма в ЖЭТФ, 1, 1989, с.78-81

144. Молотилов Б.В. Прецизионные сплавы, спр. М: Металлургия, 1983

145. Вицена Ф. О влиянии дислокаций на коэрцитивную силу ферромагнетиков//Чехосл. физ. журн. 1955. Т. 5. № 4. С. 480.

146. Дехтяр И. Я., Полотнюк В. В. Влияние изменения плотности дислокации при деформации и отжиге на магнитные характеристики никеля//Вопр. физики металлов и металловедение. 1964. Вып. 20. С. 67.

147. Lubitz К. Magnetic studies of the dislocation structure of iron single crystals deformed at 195 К and 77 K//Appl. Phys. 1978. V. 16. № 1. P. 87.

148. Кондорский E. И. Однодоменная структура в ферромагнетиках и магнитные свойства мелкодисперсных веществ. ДАН СССР, 1950, Т. 74. №2, С. 213.

149. Кондорский Е. И. Природа высокой коэрцитивной силы мелкодисперсных ферромагнетиков и теория однодоменной структуры//Изв. АН СССР. Сер. физ. 1952. Т. 16. С. 398.

150. Zhu Guang-gu et at. Investigation of microstructure and coercitivity mechanisms in the permanent magnet alloy Mn-AI-C by positron annihilat'on and transmission electron microscopy//Phys. Stat. Sol. (a). 1987. V. 102. P. 165.

151. Тикадзуми Л. Физика ферромагнетизма. Магнитные характеристики и практические применения. М.: Мир, 1987.

152. Столяров В.В., Салимгареев Х.Ш., Корзников А.В. Влияние температуры закалки на структуру и свойства магнитотвердого Fe-Cr-Co сплава, МиТОМ, 8, 1991, с.42-43.

153. Nishizawa Т., Hasebe М., Ка М. Acta Metal. 27, 817 (1979)

154. Колобов Ю.Р. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зерен и пластичность металлических поликристаллов, Новосибирск: Наука, 1998, 184с

155. McFadden S.X., Mishra R.S., Valiev R.Z.,. Zhilyaev A.P., Mukherjee A.K. Nature, 398 (1999) p.684-686

156. Столяров B.B., Валиев P.3., Дерягин А.И., Корзников А.В., Мулюков Х.Я. Влияние термической обработки на структуру и магнитные свойства быстрозакаленного сплава Fe-Nd-B. ФММ, 7, 1990, с.53-59.

157. Livingston J. D. Magnetic domains in sintered Fe-Nd-B magnets. -J. Appl. Phys., 1985, 57(1), p. 4137-4139.

158. Тикадзуми С. Физика ферромагнетизма. Магнитные характеристики и практические применения.-М.: Мир, 1987 419 с.

159. Schneider G., Henig Е., Petzow G., Stadelmaier H. H. Phase relations in the system Fe-Nd-B. —Zs. Metallkunde, 1986, 77, Hf. 11, S. 755-761.

160. Miyazaki Т., Takada H., Takahashi M. Magnetic properties in rapidly quenched Fe75B25^NdY (0<x<25) alloys.—Phys. stat. sol. (a), 1987, 99, p. 611618.

161. Sagawa 1., Fijimura S., Yamamoto H. a. o. Permanent magnet materials based on rare earth-iron-boron tetragonal compounds (invited). IEEE Trans. Magn., 1984, Mag-20, N 5. p. 1584 1589

162. Pastushenkov I., Durst K., Kronmiiller H. Domain observations under applied fields of sintered Fe77Ndi5B8 permanent magnets. Phys. slat. sol. (a), 1987,104, p. 487-495.

163. Popov A.G,. Gunderov D.V and Stolyarov V.V. Method of formation of high coercivity state in PrFeBCu-alloy. JMMM, v.157/158, 1996, 33-34.

164. Stolyarov V.V., Gunderov D.V., Popov A.G., Gaviko V.S. The influence of severe plastic deformation on the structure and magnetic properties of the PrFeBCu alloy. Ann. Chim. France., 21,1996, p.515-520.

165. Stolyarov V.V., Gunderov D.V., Popov A.G., Gaviko V.S., Ermolenko A.S. Structure evolution and changes in magnetic properties of severe plastic deformed Nd(Pr)-Fe-B alloys during annealing. Journal of Alloys and Compounds, 281, 1998, 69-71.

166. Gertsman V.Y.,Valiev R.Z., Akhmadeev N.A., Mishin O. Mater. Sci. Forum v.225, 1996, p.739.

167. Valiev R.Z. Superplastic behaviour of nanocrystalline metallic materials. Mater. Sci. Forum, v.243-245, 1997 p.207-216.

168. Chinh N.Q., Kovacs Zs., Reich L., Szekely F., Illy J., Lendvai J. Precipitation and work hardening in high strength AlZnMg(Cu,Zr) alloys, 1996 Transtec Publication, Switzerland, Materials Science Forum Vols. 217-222, 1996, p. 1293-1298.

169. Deschamps A., Brechet Y., Livet F., Gomiero P. Effect of process parameters on the ageing of an Al-6%Zn-2.3%Mg alloy, 1996 Transtec Publication, Switzerland, Materials Science Forum, v. 217-222,1996, p. 1281-1286.

170. Embury J.D. Strengthening mechanisms in Al-alloys-an overview of natural limits and engineering possibilities, 1996 Transtec Publication, Switzerland, Materials Science Forum Vols. 217-222,1996, p. 57-70.

171. Escorial A.G., M.Lieblich "Introducing metastability in Al-Cu-Zr alloys" ISMANAM-97 , Rome, 1997, l-P-12.

172. Masumoto T., Mat. Sci. Eng.A 179-180, 1994, p. 8.

173. Stolyarov V.V., Zhu Y.T, Lowe T.C., Valiev R.Z. A Two Step SPD Processing of Ultrafme-Grained Titanium, NanoStructured Materials, 11, 7, 1999,947-954.

174. Stolyarov V.Y., Zhu Y.T., Lowe T.G., Islamgaliev R.K., Valiev R.Z, Processing, Microstructure and Mechanical Properties of Nanocrystalline Ti and Ti-Ti02 Nanocomposites processed by SPTS Consolidation, Mater. Sci. Eng., A282-1-2, 2000, p.78-85.

175. Stolyarov V.V., Latysh V.V., Valiev R.Z., Zhu Y.T. Lowe T.C. The development of nanostructured SPD Ti for medical application. Proceedings of ARW NATO, Moscow, 1999, published by Kluwer Academic Publishers, 2000, p.367-372.

176. Valiev R.Z., Chmelik F., Bordeaux F, Kapelski G, Baudelet B. Scr. Met. et Mater, 27, 1992, p.855.

177. Колобов Ю.Р., Кащин О.А., Сагымбаев Е.Е., Дударев Е.Ф., Бушнев Л.С., Грабовецкая Г.П., Столяров В.В. Исследование структуры, механических и электрохимических свойств субмикрокристаллического титана. ФММ, 2000, с.77-85.

178. Witney А.В., Sanders P.J., Weertman J.R., Eastman J.A. Fatigue of nanocrystalline copper, Scr. Metall., V.33, 1995, p. 2025.

179. Vinogradov A., Kaneko Y., Kitagawa K., Hashimoto S., Stolyarov V., Valiev R. Cyclic response of ultrafine-grained copper at constant plastic strain amplitude. Scr.Material., 36, 11, 1997, 1345-1351.

180. Vinogradov A., Kaneko Y., Kitagawa K., Hashimoto S., Stolyarov V., Valiev R. On the cyclic response of ultrafine-grained copper, Materials Science Forum Vols., 269-272, 1998, p. 987-992.

181. Agnew S.R., Weertman J.R. Cyclic softening of ultrafme grain copper, Mater.Sci.&Eng., A244, 1998, p.145-153.

182. Бернштейн М.Л., Займовский В.А. Механические свойства металлов, М., Металлургия, 1979, 495с.

183. Грачев С.В. Термическая обработка и сопротивление сплавов повторному нагружению, Москва, Металлургия, 1976,152с

184. Грачев СВ., Григорьева В.Н., Рыбакова М.Ф. Термическая устойчивость эффекта Баушингера в стали после НТМО. Сб. Термическая обработка и физика металлов, вып.6. Свердловск, УПИ, 1981, с. 101-107.

185. Грачев С.В. Термическая обработка и сопротивление сплавов повторному нагружению, Москва, Металлургия, 1976, 152с.

186. Данилов Ю.С. Влияние величины зерна на эффект Баушингера, МиТОМ, 9, 1964, с 39-41.

187. Бобонец И.И., Гиндин И.А., Неклюдов И.М. Влияние программированного упрочнения на эффект Баушингера меди и алюминия, Изв. АН СССР, Металлы, 6,1967, с. 156-159.

188. Золотаревский B.C. В кн. Механические испытания и свойства металлов, М.: изд. Металлургия, 1974, с. 33-42.

189. Бэкофен В. Процессы деформации, пер. с англ., М., Металлургия, 1977, 288с.

190. Грачев C.B., Структурный дефект модуля упругости в метастабильных сплавах. Тезисы XV Уральской школы металловедов-термистов, Актуальные проблемы физического материаловедения сталей и сплавов, Екатеринбург, 2000, с. 206

191. Abel A., Wilhelm М., Gerold V., Mat.Sci&Eng.,37, 1979, p. 187.

192. Turner N.G., Roberts W.T. Fatigue Life Behaviour, by L.Wagner published in "Fatigue and Fracture Properties of Titanium Alloys/837 " and; Trans.TMS-AIME, Vol.242, 1968, p.1223.

193. Lokati L. Le prove di fatica come ansilio alia prodettazione ed alia preduzone, Met. Ital., 47, 9, 1955, p.832-837.

194. Kaibyshev O.A. Superplasticity of alloys, intermetallics and ceramics.-Berlin: Springer, 1992, 198 p.

195. Nieh T.G., Wadsworth J.,Sherby O.D. Superplasticity in metals and ceramics.-Cambridge: Univ.Press, 1997, 290 p.

196. Новиков И.И., Портной В.К. Сверхпластичность сплавов с ультрамелким зерном. М.: Металлургия, 1981, 167 е., ил.

197. Langdon Т.С. Metall.Trans. 1982, v. 13А, р.689.

198. Mishra R.S., Bieler T.R., Mukherjee А.К. Acta Met.Mater. 1995, v.43, p.877.

199. Mishra, R.S., McFadden, S.X. and Mukherjee, A.K. Tensile superplasticity in nanocrystalline materials produced by severe plastic deformation, Proceedings of NATO ARW, Moscow, 1999.

200. Sakamoto Y., Kojima S., Kojima K. et al.-J. Appl. Phys., 1979, v. 50, p. 23552357.

201. Попов JI. E., Конева Н. А., Терешко И. В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. М., «Металлургия», 1979. 255 с.

202. J.V.a. Landuyt, G.V. Tendeloo, J.J.v. d. Broek, H.a. Donkersloot, H.Lijls tra. Defect structure and magnetic properties of Mn-Al permanent magnetic materials, IEE Trans., Magn., 1978, Mag-14, p. 679-681.

203. T.Kubo, T.Ohtani, S.Kojima e.a. Machinable anisotropic permanent magnets of Mn-Al-C alloys, United States Patent. 1976, 3, 976, 519.

204. Валиев P.3., Кайбышев O.A., Корзников A.B., Столяров В.В. Структура и сверхпластичность сплава Х30К23, ФММ, 63, 1, 1987, с.165-171.

205. Сергеев В. В., Булыгина Т. И. Магнитотвердые материалы. М.: Энергия, 1980,223 с.

206. Heimann W., Thielmann R. Untersuchung zum Unformverhalten einer Eisen -Crom Cobalt Dauermagnetlegierung-Thyssen Edelst. - Techn. Ber., 1982, 8, Hfl,s. 64-68.

207. Дементьева Г.П., O.A., Кавалерова Jl.А., Лившиц Б.Г., Миляев И. М. Фазовые превращения в сплаве Fe-Cr-Co в температурном интервале 600-1300°С. Изв. вузов, Черная металлургия, 5, 1976, с. 149-150.

208. Грабский М.В. Структурная сверхпластичность металлов: Пер. с польского, М.: Металлургия, 1975, 270 с.

209. Михеев М.Н., Сомова В.М., Гаркунов Э.С. Неразрушающий магнитный метод контроля качества термической обработки сталей 30ХН2МФА и 40Х. Дефектоскопия, 10, 1979, с. 47-53.

210. Салтыков С. А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1976,271 с.

211. Кан Р. Физическое металловедение. М.: Мир, 1968, 1, 490 с.

212. Кайбышев O.A., Лутфуллин PJL, Салищев Г.А. Микроструктурные изменения при термической обработке и горячей деформации титанового сплава ВТ-9 с пластинчатой микроструктурой. ФММ, 59, 1985, вып. 3, с. 578-583.

213. Chojnowski Е.М., Tagart W.J. Accelerated spheroidization of pearlite, Met. Sei. J., 1968, 2, p. 14-18.

214. Баранов Л. А., Минаев A.A., Геллер А.Л., Горбатенко В.П. Проблемы совмещения горячей деформации и термической обработки деталей. М: Металлургия, 1985, 128 с.

215. Косицина И.И., Сагарадзе В.В., Коршунов Л.Г., Печеркина Н.Л. Структура и износостойкость высокопрочных аустепитно-ферритных сталей, ФММ, 1985, 60, вып. 4, с. 783-791.

216. Lee D., Backofen W.A. Trans. Met. Soc. AIME, 239, 7,1967, p. 1034-1040.

217. Salischev G.A., Valiakhmatov O.R., Valitov V.A. and Mukhtorov S.K., Materials Science Forum, 1994, 170-172, p. 121.

218. Salischev G.A., Galeyev R.M., Malisheva S.P. and Valiakhmetov O.R., Materials Science Forum, 1997, 243-245, p. 585.

219. Mishra R.S., Mukherjee A.K., Superplasticity in nanomaterials, in Superplasticity and Superplastic Forming, ed. by A.K.Grosh and T.R.Bieler, TMS, 1998, p. 109-116.

220. Цвиккер У. Титан и его сплавы. Пер. с нем. М. Металлургия, 1979, 512 с.

221. Stolyarov V.V., Valiev R.Z. Effects of heating and aging in bulk metastable nanostructured alloys, Proceeding of TMS symposium March 12-16, 2000, ed. by R.S. Mishra, S.L. Semiatin, C. Suryanarayana, N.N. Thadhani and T.Lowe, 2000, p.351-360.

222. Hammond C., Superplastic forming of structural alloys, 1982, 131 p.

223. Wert J.A and Paton N.E., Metall. Trans., 14A, 1983, p. 2535.

224. Leader J. R., Neal D.F. and Hammond C., Metall. Trans., 17A, 1986, p. 93.

225. Meier M.L., Leuser D.R.and Mukherjee A.K., Mat. Sei. Eng., A154, 1992, p. 165.

226. Smithell's Reference book.

227. Mishra R. S., Mukherjee A. K. Superplasticity and Superplastic Forming, 1998, edited by A. K. Ghosh and T. R. Bieler, The Mineral, Metals and Materials Society, 1998, p. 109.

228. Hirth J.P., Lothe J., Theory of Dislocations, John Wiley & Sons, New York, 1982, p 752.

229. Frost HJ., M.F.Ashby Defomation-Mechanism Map, Pergamon press, 1982, p. 164.

230. Нурисламов A.X., Столяров B.B., Сусенков С.Г. Деформационная способность сплава Mn-Al-C. VIII Всесоюзная конференция по постоянным магнитам. М., 1985, вып. 2, 3, 4, с.51.

231. Фиглин С.З., Бойцов В.В., Каплин Ю.И. Изотермическое деформирование металлов. М., 1978, с.208.

232. Барыкин Н.П. Процессы деформации в условиях контактной сверхпластичности. Кузнечно-штамповочное производство, 1983, 1, с. 912.

233. A.c. N 1428481. Инструмент для получения прессованных изделий, преимущественно постоянных магнитов системы марганец-алюминий-углерод, Салимгареев Х.Ш., Ефимов О.Ю., Столяров В.В., Кайбышев O.A. Зарегистрировано 12.05.86.

234. A.c. N 1452119. Способ получения постоянных магнитов и устройство для их осуществления, Кайбышев O.A., Валиев Р.З., Столяров В.В., Корзников A.B., Нурисламов А.Х., Фролов O.A., Ефимов О.Ю., Миляев И.М., Салимгареев Х.Ш. Зарегистрировано 24.02.86.

235. A.c. N 1476940. Способ обработки магнитотвердых сплавов системы марганец-алюминий-углерод, Кайбышев O.A., Нурисламов А.Х, Валиев Р.З., Столяров В.В. Зарегистрировано 5.05.87.

236. Валиев Р.З., Кайбышев O.A., Корзников A.B., Столяров В.В. Изготовление постоянных магнитов из сплавов системы Fe-Cr-Co с применением эффекта сверхпластичности. Авиационная промышленность, 4, 1989, с.61-62,

237. Валиев Р.З., Кайбышев O.A., Корзников A.B., Столяров В.В., Миляев И.М., Кавалерова JI.A. Способ изготовления магнитов сложной формы из сплавов системы Fe-Cr-Co, 1992, A.c. 1814318 (ДСП).

238. Zhernakov V.S., Latysh V.V., Stolyarov V.V., Zharikov A.I., Valiev R.Z.// In: Proc. Of the Fourth Conference on nanostructured materials (NANO-98), Stocholm. 1998.

239. Жернаков B.C., Якупов Р.Г. Расчет болтовых и заклепочных соединений при высоких температурах, динамических нагрузках.— М.: Изд. МАИ, 1997.218с.

240. Латыш В.В, Мухаметов Ф.Ф, Рааб Г.И., Валиев Р.З. Разработка и исследование, технологических методов получения нанокристаллического титана для ортопедии и травматологии. В сб.: Актуальные вопросы ортопедии и травматологии. Уфа, Слово, 1997. С.74.

241. Иголкин А.И. Титан в медицине. Титан. 1993. № 1. С.86.