Термическая стабильность микроструктуры и механических свойств сплавов V-Me(Cr, W)-Zr в зависимости от режимов термомеханической обработки | Изв. вузов. Физика. 2020. № 7. DOI: 10.17223/00213411/63/7/139

Термическая стабильность микроструктуры и механических свойств сплавов V-Me(Cr, W)-Zr в зависимости от режимов термомеханической обработки

Методами растровой и просвечивающей электронной микроскопии проведено исследование влияния высокотемпературных отжигов на параметры структурно-фазового состояния малоактивируемых сплавов системы V-Me(Cr, W)-Zr после различных режимов термомеханической обработки. Путем активного растяжения при разных температурах изучено влияние режимов обработки и температур заключительных отжигов на характеристики прочности и пластичности. Обсуждаются основные факторы, определяющие термическую стабильность структурно-фазового состояния и механических свойств указанных сплавов.

Thermal stability of microstructure and mechanical properties of V-Me(Cr, W)-Zr alloys depending on thermomechanical tre.pdf Введение Разработка нового поколения малоактивируемых сплавов на основе ванадия для перспективных реакторов деления и синтеза [1-16] является одной из наиболее актуальных задач современного реакторного материаловедения. На основе обобщения литературных данных в работе [16] показано, что жаропрочность ванадиевых сплавов системы V-Ti-Cr [1-10] существенно ограничена малой объемной долей и недостаточной термической стабильностью упрочняющих мелкодисперсных частиц второй фазы на основе элементов внедрения. В соответствии с [7-16] повышение жаропрочности ванадиевых сплавов обеспечивается увеличением эффективности дисперсного упрочнения за счет изменения элементного состава и применения новых методов обработки, позволяющих сформировать в материале высокую объемную долю однородно распределенных мелкодисперсных неметаллических частиц с высокой термической стабильностью. В [16] были представлены первые результаты по созданию сплавов системы V-Me(Cr, W)-Zr-С путем их целенаправленного легирования элементами внедрения (C, N, O) и замещения (W, Zr). Исследовано влияние режимов термомеханической обработки (ТМО) на модификацию структурно-фазового состояния и уровень прочностных свойств. Показана высокая эффективность использования модифицированного режима термомеханической обработки ТМО-II, при котором обеспечивается наноструктурирование гетерофазной структуры при реализации механизма фазовых превращений путем растворения метастабильных карбидов ванадия с последующим выделением стабильной фазы из твердого раствора. В результате достигнуты высокие эффекты дисперсного упрочнения с увеличением кратковременной прочности при сохранении значительного запаса низкотемпературной пластичности. В настоящей работе проведено сравнительное исследование влияния режимов ТМО на термическую стабильность микроструктуры сплавов системы V-Me(Cr, W)-Zr (C, O, N) и уровень их механических свойств при разных температурах. Материалы и методика исследования В табл. 1 приведены составы использованных сплавов, полученных в АО «ВНИИНМ». Исходные образцы представляли собой листы толщиной 1 и 3 мм, полученные традиционным методом ТМО (ТМО-I [16]), основные этапы которого представлены ниже: 1. 8-часовой гомогенизирующий вакуумный отжиг слитка при температуре 1300 °C. 2. Выдавливание (прессование) при повышенной температуре. 3. Несколько циклов прокатки и осадки при комнатной температуре с промежуточными вакуумными отжигами при температуре 950-1000 °С. 4. Стабилизирующий часовой вакуумный отжиг при температурах 1000 и 1100 °С. ТМО-II проведена после 3-го этапа ТМО-I и состоит из часового отжига при 1400 °С и нескольких (не менее 3-х) циклов «прокатка ε = 30-50 % при 20 °С + отжиг при 600-700 °С» [16]. Стабилизирующий часовой вакуумный отжиг проводили при температурах 1000 или 1100 °С. После ТМО-I и ТМО-II проведены часовые отжиги в вакууме при 1200, 1300, 1400 и 1500 °С. Характеристики кратковременной прочности (σ0.1) и пластичности (δ) образцов определены путем активного растяжения в вакууме при 20, 800 и 900 °С. Таблица 1 Элементный состав ванадиевых сплавов системы V-Me(Cr, W)-Zr (вес. %) Элемент Cr W Zr O C N V-Cr-W-Zr (сплав 1) 4.23 7.56 1.69 0.02 0.02 0.01 V-Cr-Zr (сплав 2) 8.75 0.04 1.17 0.02 0.01 0.01 Получение картин дифракции обратнорассеянных электронов (Electron BackScatter Difraction - EBSD) выполнено с использованием растрового электронно-ионного микроскопа FEI Quanta 200 3D (30 кВ) с приставкой Pegasus. Получение и анализ данных проведены с помощью программного обеспечения «TSL OIM data collection» и «TSL OIM analysis». Исследования с применением методов просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) проведены на электронных микроскопах Philips CM 30 TWIN (300 кВ) и Philips СМ 12 (120 кВ). Фольги для ПЭМ готовили струйной электролитической полировкой на установке «МИКРОН-3М» в электролите (20 % H2SO4 + CH3OH) при напряжении 15 В. Поверхность образцов для EBSD после механической шлифовки полировали электролитически по указанному режиму. Результаты и их обсуждение На рис. 1, а представлена иллюстрация типичной карты угловой ориентации зеренной структуры сплава 1 после ТМО-I с заключительным отжигом при 1000 °С. Установлено, что зерна преимущественно имеют форму, близкую к равноосной, а их размеры находятся в интервале от 2 до 20 мкм. Наиболее вероятный размер зерен составляет ≈ 5 мкм. Рис. 1. Карты угловой ориентации зеренной структуры сплавов 1 (а, в) и 2 (б, г) после ТМО-I (а, б) и ТМО-II (в, г) с заключительным отжигом при 1000 °С. Сечение, перпендикулярное плоскости прокатки Сплав 2 после ТМО-I характеризуется наличием анизотропных зерен (рис. 1, б), размеры которых в направлении прокатки (НП) находятся в интервале 2-50 мкм, а их средний размер в этом направлении составляет ≈ 10 мкм. В направлении, перпендикулярном НП, эти зерна имеют размеры примерно от 2 до 30 мкм при среднем размере ≈ 5 мкм. В некоторых крупных зернах сплава 2 наблюдается градиентная окраска, что свидетельствует о наличии в них структурных состояний с малоугловыми (дискретными и/или непрерывными) разориентировками. В сплавах наблюдаются дислокационные ансамбли в виде клубков и сеток. При этом в сплаве 1 плотность дислокаций достигает 109-1010 см-2, в то время как в сплаве 2 - на порядок ниже (108- 109 см-2). Этот факт свидетельствует об отсутствии процессов собирательной рекристаллизации. Другой тип микроструктуры формируется в сплавах 1 и 2 после ТМО-II с заключительным отжигом при Т = 1000 °С (рис. 1, в, г). Оба сплава характеризуются высокой неоднородностью микроструктуры. При этом наблюдаются как крупные зерна шириной до нескольких десятков мкм, вытянутые в направлении прокатки до 100 мкм и более, так и мелкие зерна, размеры которых не превышают 10 мкм. Последние либо имеют анизотропную форму и вытянуты преимущественно в направлении прокатки, либо характеризуются почти равноосной формой. Внутри всех крупных и мелких зерен анизотропной формы наблюдается градиентная окраска, в то время как в зернах равноосной формы такая окраска отсутствует. Обнаружено существенное (почти на порядок) увеличение плотности дислокаций, значения которой в сплаве 1 достигают ≈ 5∙1010 см-2. Гетерофазная структура обоих сплавов после ТМО-I и ТМО-II с заключительным отжигом при 1000 °С качественно подобна и представлена тремя основными фракциями частиц: грубодисперсные (размерами более 1 мкм), субмикронные (размерами 50-300 нм) (рис. 2, а, в) и наноразмерные (2-10 нм) (рис. 2, б, г). Электронографический анализ показал, что крупные, мелкие и наноразмерные частицы в обоих сплавах имеют ГЦК-решетку с параметрами ≈ 3.1, ≈ 4.2 и ≈ 4.6 Å и могут быть идентифицированы как VO, VC и ZrC соответственно [17]. Рис. 2. Субмикрокристаллические (а, в) и наноразмерные (б, г) частицы в сплаве 1 после ТМО-I (а, б) и ТМО-II (в, г) с заключительным отжигом при 1000 °С После ТМО-I грубодисперсные частицы, выделившиеся при охлаждении слитка, в процессе прокатки на стадиях ТМО выстраиваются в строчки параллельно НП [16], в то время как частицы наноразмерной фракции распределены неоднородно (рис. 2, б). В случае ТМО-II наблюдается более однородное по объему распределение мелкодисперсной фазы (рис. 2, г), что является следствием эффективной трансформации исходных грубодисперсных выделений метастабильных карбидов ванадия в стабильные наночастицы ZrC. Установлено, что для сплава 1 после ТМО по режимам I и II с заключительным отжигом при Т = 1000 °С характерно формирование более высокой объемной доли мелких зерен по сравнению со сплавом 2. Эта особенность зеренной структуры, как и высокая плотность дислокаций, являются следствием более высокой плотности формируемых после ТМО мелкодисперсных частиц фаз внедрения (O, C, N), которые, закрепляя дислокации, являются важными факторами для повышения эффективности совместного дисперсного и субструктурного упрочнения [18, 19]. Оценки, проведенные на основе данных химического состава (табл. 1) показывают, что объемные доли (f) второй фазы в сплавах 1 и 2 составляют ≈ 0.26 и 0.16 % соответственно. Следовательно, даже при частичном диспергировании грубодисперсных выделений вторых фаз в одинаковых условиях ТМО в сплаве 1 объемная доля наноразмерных частиц больше, чем в сплаве 2. Отжиг при температуре 1100 °C (0.63 Тпл) образцов обоих сплавов, подвергнутых ТМО-I, приводит к формированию структурных состояний с зернами почти равноосной формы (рис. 3, а, б) размерами от нескольких микрометров до нескольких десятков микрометров (при среднем размере ≈ 8.5 мкм). Внутри таких зерен не обнаружено градиентной окраски, что свидетельствует об отсутствии дефектных субструктур с малоугловыми (дискретными или непрерывными) разориентировками. После отжига при 1100 °С структура сплавов 1 и 2, подвергнутых ТМО-II, по-прежнему характеризуется высокой неоднородностью (рис. 3, в, г), как и после 1000 °С. В обоих сплавах наблюдается формирование более мелких (от 3 до 30 мкм) почти равноосных зерен на фоне вытянутых в НП исходных крупных зерен анизотропной формы. Во многих крупных и мелких зернах сохраняется градиентная окраска. Таким образом, реализация процессов возврата, полигонизации и первичной рекристаллизации в сплавах 1 и 2 после ТМО-I и отжига при температуре 1100 °С способствует созданию более однородной зеренной структуры, по сравнению с отжигом при температуре 1000 °C (см. рис. 1, а, б). В случае ТМО-II частичное протекание рекристаллизации приводит к формированию прослоек из мелких зерен между исходными зернами анизотропной формы. Рис. 3. Карты угловой ориентации зеренной структуры сплавов 1 (а, в) и 2 (б, г) после ТМО-I (а, б) или ТМО-II (в, г) и отжига при температуре 1100 °C Повышение температуры отжига до 1200 °С (0.67 Тпл) сопровождается увеличением (до 12 мкм) среднего размера зерен сплавов 1 (рис. 4, а) и 2 (рис. 4, б) после ТМО-I. Рис. 4. Карты угловой ориентации зеренной структуры сплавов 1 (а, в) и 2 (б, г) после ТМО-I (а, б) или ТМО-II (в, г) и отжига при температуре 1200 °C После модификации сплавов 1 и 2 по режиму ТМО-II и отжига при 1200 °С сохраняются крупные зерна, вытянутые в НП: в сплаве 1 - до 50 мкм (рис. 4, в), а в сплаве 2 - до 100 мкм (рис. 4, г). На их фоне наблюдается появление почти равноосных зерен размерами от 5 до 30 мкм. По нашему мнению, эти зерна формируются в результате фрагментации исходных анизотропных зерен при релаксации высокодефектной субструктуры. В сохранившихся крупных зернах остается градиентная окраска. Отжиг при 1300 °С (0.72 Тпл) приводит к формированию в изучаемых сплавах идентичных состояний вне зависимости от режима ТМО (рис. 5). В образцах после ТМО-II полностью исчезают зерна анизотропной формы, вытянутые в НП, а градиентная окраска встречается крайне редко. В сплаве 1 как после ТМО-I, так и после ТМО-II размеры зерен находятся в интервале от 5 до 80 мкм, а средний размер зерен составляет ≈ 25 мкм (рис. 5, а, в). В сплаве 2 зерна характеризуются размерами от 5 до 120 мкм, средний размер после ТМО-I составляет 25 мкм, а после ТМО-II - 30 мкм (рис. 5, б, г). Таким образом, при 1300 °С режим ТМО не влияет на зеренную структуру. В сплаве 2 наблюдается более интенсивное протекание процессов вторичной рекристаллизации. Похожая ситуация сохраняется и после отжига при 1400 °C (0.76 Тпл), но при этом происходит рост зерен. В сплаве 1 как после ТМО-I, так и после ТМО-II средний размер зерен составляет 48 мкм при разбросе в интервале от 10 до 160 мкм, в то время как в сплаве 2 размеры зерен находятся в интервале от 10 до 240 мкм, а средний размер зерен в сплаве 2 после данной термообработки составляет 75 мкм. Кроме того, для сплава 2 при данной температуре характерно более активное протекание вторичной рекристаллизации. При последующем повышении температуры отжига до 1500 °С (0.81 Тпл) зеренная структура изучаемых сплавов практически не изменяется по сравнению с отжигом при 1400 °С. Анализ и сопоставление результатов показывают, что более активное протекание собирательной рекристаллизации в сплаве 2 в процессе термического воздействия является следствием меньшей объемной доли второй фазы, определяемой концентрацией Zr и C. Рис. 5. Карты угловой ориентации зеренной структуры сплавов 1 (а, в) и 2 (б, г) после ТМО-I (а, б) или ТМО-II (в, г) и отжига при температуре 1300 °C Установлено, что при 20 °С значения σ0.1 сплава 1 после ТМО-II (при температуре стабилизирующего отжига Тс.о = 1000 °C) примерно на 25 % выше по сравнению с ТМО-I (Тс.о = 1000 °C), для сплава 2 эта разница достигает ≈ 40 % (табл. 2). При этом для обоих сплавов сохраняются высокие (δ  20 %) значения пластичности (δ). Таблица 2 Средние значения кратковременной прочности (σ0.1) и пластичности (δ) сплавов V-Me(Cr, W)-Zr после ТМО Сплав Режим обработки Тисп = 20 °С Тисп = 800 °С Тисп = 900 °С σ0.1, МПа δ, % σ0.1, МПа δ, % σ0.1, МПа δ, % 1 ТМО-I (Тс.о = 1000 °C) 300 25 190 25 - - ТМО-II (Тс.о = 1000 °C) 380 24 265 12 190 30 ТМО-I (Тс.о = 1100 °C) 320 22 195 20 - - ТМО-II (Тс.о = 1100 °C) 337 25 214 23 - - 2 ТМО-I (Тс.о = 1000 °C) 240 25 180 26 - - ТМО-II (Тс.о = 1000 °C) 343 20 245 8 175 20 ТМО-I (Тс.о = 1100 °C) 280 25 184 22 - - ТМО-II (Тс.о = 1100 °C) 304 24 211 15 - - При 800 °С образцы обоих сплавов после ТМО-II показывают существенное (на 35-40 %) повышение значений σ0.1 по сравнению с теми, что достигнуты после ТМО-I. При этом наблюдается сохранение удовлетворительного запаса пластичности. В случае растяжения образцов сплавов 1 и 2, подвергнутых ТМО-II, при 900 °С значения σ0.1 уменьшаются на 30 % по сравнению со значениями σ0.1 при Тисп = 800 °С после этой же обработки, но пластичность обоих сплавов увеличивается почти в 2 раза. Полученные значения σ0.1 для обоих сплавов близки к значениям, наблюдаемым на образцах после ТМО-I при 800 °С (табл. 2). Этот факт свидетельствует о повышении термической стабильности механических свойств образцов, подвергнутых ТМО-II, на 100 °С по сравнению с ТМО-I. Увеличение температуры стабилизирующего отжига после ТМО-I до 1100 °С, как было показано выше (рис. 3, а, б), приводит к формированию более однородного структурного состояния сплавов 1 и 2. Предел текучести после растяжения при 20 °С у сплава 1 повышается на 6 %, а у сплава 2 - на 15 % по сравнению со стабилизацией при 1000 °С. Значения δ почти не меняются (табл. 2). При 800 °С значения предела текучести и пластичности обоих сплавов сохраняются почти идентичными тем, которые наблюдались после стабилизации при 1000 °С (табл. 2). В случае ТМО-II проведение стабилизирующего отжига при 1100 °С сопровождается частичной релаксацией дефектной структуры сплавов 1 и 2, в результате чего предел текучести при 20 °С снижается на 10-12 % у обоих сплавов по сравнению с тем, что наблюдался после стабилизирующего отжига при 1000 °С (табл. 2). В то же время их пластичность практически не меняется. При Тисп = 800 °С значения σ0.1 понижаются на 16-23 % у сплава 1 и на 12-16 % у сплава 2, а относительное удлинение этих сплавов увеличивается почти в 2 раза (табл. 2 и 3). Несмотря на разнонаправленный характер изменения прочностных свойств после отжига при 1100 °С (табл. 2), по сравнению с 1000 °С, значения предела текучести сплавов 1 и 2 после ТМО-II (Тс.о = 1100 °C) выше чем после ТМО-I (Тс.о = 1100 °C) как при 20 °С (сплав 1 на 4-6 %; сплав 2 на 6-11 %), так и при 800 °С (сплав 1 на 8-12 %; сплав 2 на 13-16 %). Анализ данных по механическим свойствам показал, что значения предела текучести образцов сплава 1 во всех представленных в табл. 2 случаях выше по сравнению со сплавом 2. В частности, после ТМО-I (Тс.о = 1000 °C) значения предела текучести при Тисп = 20 °С у сплава 1 на 25 % выше, чем у сплава 2, в то время как при Тисп = 800 °С значения σ0.1 у сплава 1 выше только на 6 %. Такое повышение значений σ0.1 сплава 1 по сравнению со сплавом 2 связано как с обсужденным ранее влиянием вольфрама, так и с более эффективным дисперсным упрочнением. Уменьшение разницы в значениях σ0.1 при 800 °С (Тисп = 0.48 Тпл) у изучаемых сплавов обусловлено снижением эффективности твердорастворного упрочнения, вклад которого, как известно [19], резко снижается при температурах более 0.45 Тпл. В случае ТМО-II (Тс.о = 1000 °C) значения предела текучести сплавов 1 и 2 вне зависимости от температуры испытаний (Тисп = 20, 800, 900 °С) отличаются на 6- 15 %. По нашему мнению, это связано с эффективной реализацией дисперсного + субструктурного упрочнения [16] в результате формирования высокой плотности мелкодисперсных частиц второй фазы. Сравнение результатов механических свойств ванадиевых сплавов после ТМО-II со стабилизацией при 1000 °С показало, что сплав 1 (см. табл. 2), у которого наблюдаются более высокие прочностные характеристики, по сравнению со сплавом 2 характеризуется увеличением значений предела текучести на 15 % как при Тисп = 20 °С, так и при Тисп = 800 °С в сравнении со сплавом V-4.4Ti-4.2Cr (ат. %) [16]. Однако при сравнении с V-1.3Zr-1.1C (ат. %) значения σ0.1 различаются не более чем на 5 % при таких же температурах деформации [11]. При этом важно заметить, что сплав 1 характеризуется более высокой пластичностью при 20 °С (δ ≈ 24 %) по сравнению со сплавами V-4Ti-4Cr [7] и V-Zr-C [11], стабилизированными при 1000 °С (табл. 3). Таблица 3 Значения кратковременной прочности (σ0.1) и пластичности (δ) ванадиевых сплавов систем V-4Ti-4Cr и V-Zr-C при 20 и 800 °С Сплав Режим обработки Тисп = 20 °С Тисп = 800 °С σ0.1, МПа δ, % σ0.1, МПа δ, % V-Ti-Cr [7] ТМО-I 290-307 19-21 172-183 18-20 ТМО-II 321-335 16-18 227-238 9-12 V-Zr-C [11] ТМО-I 280-300 16-23 170-190 14-17 ТМО-II 370-400 14-17 250-280 14-18 Важно отметить, что применение ТМО-II для модификации структурно-фазового состояния сплавов системы V-Me(Cr, W)-Zr, как и в случаях со сплавами систем V-4Ti-4Cr [7-10] и V-Zr-C [11], обеспечивает формирование более высокой плотности мелкодисперсных (до 10 нм) частиц вторых фаз по сравнению с ТМО-I. Кроме того, в сплавах системы V-Me(Cr, W)-Zr в случае ТМО-II выполняются кинетические условия [7, 9, 11, 18], необходимые для трансформации метастабильных карбидов ванадия с последующим выделением «из твердого раствора» стабильных частиц на основе циркония. Температура активной собирательной рекристаллизации сплавов системы V-Me(Cr, W)-Zr на 300 °С выше, по сравнению со сплавами V-4Ti-4Cr (T = 1000 °С) [8]. По нашему мнению, повышение термической стабильности этих сплавов является следствием более высокой термодинамической стабильности частиц второй фазы на основе циркония, по сравнению с частицами второй фазы на основе титана в сплаве V-4Ti-4Cr. Сопоставление значений механических свойств изучаемых в работе материалов с данными по малоактивируемым сплавам, полученным спеканием порошковых систем V-Y-W(-Ti) и V-Y-Mo(-Ti) [12-14], свидетельствует, что сплавы системы V-Me(Cr, W)-Zr характеризуются более высокими (на 50-100 МПа) значениями предела текучести при Тисп = 800 и 900 °С. В работе [15] на примере системы V-Y-Mo-W продемонстрированы превосходящие жаропрочные свойства, но высокая концентрация молибдена выводит эти сплавы из разряда малоактивируемых. Заключение Использование для модификации гетерофазной структуры сплавов системы V-Me(Cr, W)-Zr ТМО-II позволяет путем растворения метастабильных карбидов ванадия с последующим выделением стабильной фазы «из твердого раствора» получать высокую плотность мелкодисперсных (до 10 нм) частиц на основе циркония, однородно распределённых по объему материала. Указанная выше трансформация структурно-фазового состояния обеспечивает эффективное подавление процессов вторичной рекристаллизации изучаемых сплавов до 1200 °C включительно. Легирование вольфрамом способствует уменьшению скорости выделения частиц вторых фаз по границам зерен и приводит к повышению термической стабильности микроструктуры. Модификация зеренной и гетерофазной структуры сплавов V-Me(Cr, W)-Zr в процессе обработки по режиму ТМО-II приводит к значительному (до 40 %) увеличению прочностных (σ0.1) свойств при сохранении приемлемых значений пластичности. Такое увеличение обеспечивается высокой плотностью однородно распределённых по объему наноразмерных частиц, закрепляющих элементы дефектной структуры, и повышением эффективности совместного дисперсного и субструктурного упрочнения. Более высокая, по сравнению со сплавами системы V-4Ti-4Cr, термодинамическая стабильность частиц неметаллической фазы в сплавах V-Me(Cr, W)-Zr совместно с повышением термической стабильности наноструктурированной гетерофазной и дефектной субструктуры обеспечивают существенное (примерно на 100 °С) повышение термической стабильности характеристик кратковременной прочности. Исследования проведены с использованием оборудования ТМЦКП НИ ТГУ.

Ключевые слова

сплавы ванадия, термомеханическая обработка, микроструктура, механические свойства, термическая стабильность, vanadium alloys, thermomechanical treatment, microstructure, mechanical properties, thermal stability

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Гриняев Константин ВадимовичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАН; Национальный исследовательский Томский государственный университетмл. науч. сотр. ИФПМ СО РАН, инженер НИ ТГУkvgrinyaev@inbox.ru
Смирнов Иван ВладимировичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАН; Национальный исследовательский Томский государственный университетмл. науч. сотр. ИФПМ СО РАН, инженер НИ ТГУsmirnov_iv@bk.ru
Дитенберг Иван АлександровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАН; Национальный исследовательский Томский государственный университетд.ф.-м.н., доцент, ведущ. науч. сотр. ИФПМ СО РАН, зав. кафедрой НИ ТГУditenberg_i@mail.ru
Тюменцев Александр НиколаевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАН; Национальный исследовательский Томский государственный университетд.ф.-м.н., профессор, гл. науч. сотр., зав. лабораторией ИФПМ СО РАН, профессор НИ ТГУtyuments@phys.tsu.ru
Чернов Вячеслав МихайловичАО «Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов им. акад. А.А. Бочварад.ф.-м.н., профессор, гл. науч. сотр. АО «ВНИИНМ»chernovv@bochvar.ru
Всего: 5

Ссылки

Muroga T., Chen J.M., Chernov V.M., et al. // J. Nucl. Mater. - 2014. - V. 455. - P. 263-268.
Zinkle S.J., Möslang A., Muroga T., and Tanigawa H. // Nucl. Fusion. - 2013. - V. 53. - No. 10. - A. 104024.
Chen J.M., Chernov V.M., Kurtz R.J., and Muroga T. // J. Nucl. Mater. - 2011. - V. 417. - P. 289-294.
Tavassoli A.-A.F. // J. Nucl. Mater. - 2002. - V. 302. - P. 73-88.
Chen J.M., Muroga T., Qiu S.Y., et al. // J. Nucl. Mater. - 2004. - V. 329-333. - P. 401-405.
Shyrokov V.V., Vasyliv Ch.B., and Shyrokov O.V. // J. Nucl. Mater. - 2009. - V. 394. - P. 114-122.
Дитенберг И.А., Тюменцев А.Н., Чернов В.М., Потапенко М.М. // ВАНТ-ТС. - 2011. - № 2. - С. 28-35.
Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д., Пинжин Ю.П. и др. // ВАНТ. Сер. Материаловедение и новые материалы. - 2004. - Вып. 2. - № 63. - С. 111-122.
Пинжин Ю.П., Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю. и др. // Физич. мезомех. - 2004. - Т. 7. - Спец. вып. - Ч. 2. - С. 223-226.
Tyumentsev A.N., Korotaev A.D., Pinzhin Yu.P., et al. // J. Nucl. Mater. - 2004. - V. 329- 333. - P. 429-433.
Ditenberg I.A., Tyumentsev A.N., Grinyaev K.V., et al. // Inorg. Mater. Appl. Res. - 2013. - V. 4. - No. 5. - P. 438-443.
Oda S., Kurishita H., Tsuruoka Y., et al. // J. Nucl. Mater. - 2004. - V. 329-333. - P. 462-466.
Kurishita H., Oda S., Kobayashi S., et al. // J. Nucl. Mater. - 2007. - V. 367-370. - P. 848-852.
Sakamoto T., Kurishita H., Kobayashi S., et al. // Mater. Trans. - 2006. - V. 47. - No. 10. - P. 2497-2503.
Sakamoto T., Kurishita H., Kobayashi S., and Nakai K. // J. Nucl. Mater. - 2009. - V. 386- 388. - P. 602-605.
Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А., Гриняев К.В. и др. // ВАНТ-ТС. - 2014. - Т. 37. - Вып. 1. - C. 18-26.
Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. - М.: Физматлит, 1961. - 863 с.
Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Суховаров В.Ф. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов. - Новосибирск: Наука, 1989. - 211 с.
Трефилов В.И., Моисеев В.Ф. Дисперсные частицы в тугоплавких металлах. - Киев: Наукова думка, 1978. - 320 с.
 Термическая стабильность микроструктуры и механических свойств сплавов V-Me(Cr, W)-Zr в зависимости от режимов термомеханической обработки | Изв. вузов. Физика. 2020. № 7. DOI: 10.17223/00213411/63/7/139

Термическая стабильность микроструктуры и механических свойств сплавов V-Me(Cr, W)-Zr в зависимости от режимов термомеханической обработки | Изв. вузов. Физика. 2020. № 7. DOI: 10.17223/00213411/63/7/139