Влияние условий термомеханической обработки на особенности структурно-фазовых трансформаций и уровень механических свойств ванадиевых сплавов разных систем | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/159

Влияние условий термомеханической обработки на особенности структурно-фазовых трансформаций и уровень механических свойств ванадиевых сплавов разных систем

Обобщены данные о влиянии режимов термомеханической обработки на характеристики кратковременной прочности и пластичности ванадиевых сплавов разных систем (V-Ti-Cr, V-Zr-C, V-Cr-Zr, V-Cr-W-Zr, V-Cr- Ta-Zr). Показано, что применение модифицированного режима обеспечивает существенное увеличение кратковременной прочности при комнатной и повышенных температурах с сохранением приемлемой технологической пластичности. Рассмотрены основные механизмы трансформации метастабильных карбидов в частицы стабильных оксикарбонитридных фаз с участием фазообразующего элемента и условия их реализации.

Thermomechanical treatment conditions influence on features of structural-phase transformation and mechanical properties.pdf Введение Как известно [1-3], одним из основных требований, предъявляемых к малоактивируемым ванадиевым сплавам для эксплуатации в атомных и термоядерных реакторах новых поколений, является высокая жаропрочность при сохранении приемлемого уровня технологической пластичности. В ряде работ [4-6] показано, что после получения ванадиевые сплавы разных систем часто характеризуются наличием ликвационных неоднородностей и грубодисперсных частиц вторых фаз, что приводит к снижению эксплуатационных свойств. Одним из направлений решения данной проблемы является разработка методов модификации зеренной и гетерофазной структуры. В частности [4-13], применяются режимы термомеханических обработок (ТМО), заключающиеся в использовании циклических этапов деформационного и термического воздействия. В настоящей работе проведено обобщение экспериментальных данных о влиянии стандартного и модифицированного режимов ТМО на характеристики кратковременной прочности и пластичности малоактивируемых ванадиевых сплавов разных систем. Материалы и методика исследования В табл. 1 приведены составы использованных в настоящем исследовании сплавов, полученные в АО «ВНИИНМ». Таблица 1 Составы ванадиевых сплавов Сплав […] Содержание легирующих элементов, вес. % (ат. %) Cr Zr Ti W Ta O N C V-Ti-Cr [4, 6, 7] 4.36 (4.26) - 4.21 (4.47) - - 0.02 (0.06) 0.01 (0.04) 0.01 (0.05) V-Zr-C [11] - 2.40 (1.34) - - - 0.04 (0.13) 0.01 (0.04) 0.25 (1.06) V-Cr-Zr [12] 8.75 (8.62) 1.17 (0.66) - 0.14 (0.04) - 0.02 (0.06) 0.01 (0.04) 0.01 (0.04) V-Cr-W-Zr [12] 4.23 (4.41) 1.69 (1.00) - 7.56 (2.23) - 0.02 (0.07) 0.01 (0.04) 0.02 (0.09) V-Cr-Ta-Zr [13] 6.80 (6.99) 0.79 (0.46) - - 6.10 (1.80) 0.05 (0.17) 0.01 (0.03) 0.03 (0.14) Термообработки сплавов проводились в печах типа СШВЛ в вакууме ≈ 2∙10-5 Торр. Скорость охлаждения после отжига в температурном интервале выделения вторичных фаз изменяется в ходе охлаждения примерно от 5 град/с (при Т ≈ 1200-1300 °C) до 1 град/с (при Т ≤ 800 °C). Исходные образцы этих сплавов представляли собой листы толщиной 1 и 3 мм, полученные с использованием традиционного метода ТМО (далее - ТМО I), основные этапы которого представлены ниже [4, 6, 7, 11-13]: 1. Восьмичасовой 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 Т = 950-1000 °С. 4. Стабилизирующий часовой вакуумный отжиг при температурах 1000 и 1100 °С. Наноструктурирование гетерофазной структуры при реализации механизма фазовых превращений путем растворения метастабильных карбидов ванадия с последующим выделением стабильной фазы из твёрдого раствора обеспечивается применением ТМО II [4, 6, 7, 11-13]. Эта обработка была проведена после 3-го этапа ТМО I и состояла из часового вакуумного отжига образцов при Т = 1400 °С (1800 °C для системы V-Zr-C) и нескольких (не менее 3-х) циклов ТМО «прокатка ε = 30-50 % при комнатной температуре + отжиг при Т = 600-700 °С». Для стабилизации структурного состояния осуществлен часовой вакуумный отжиг при 1000 или 1100 °С. Структурные исследования с применением методов просвечивающей электронной микроскопии проведены на электронных микроскопах Philips CM 30 TWIN и Philips СМ 12 при ускоряющих напряжениях 300 и 120 кВ соответственно. Тонкие фольги получали путем струйной электролитической полировки на установке «МИКРОН-3М» в 20 %-м растворе серной кислоты в метаноле при напряжении 15 В. Металлографические исследования проведены на оптических микроскопах Olympus GX-71 и NEOPHOT-21. Шлифы готовили в сечении, перпендикулярном плоскости прокатки путем механической шлифовки и последующей электролитической полировки по указанному выше режиму. Механические испытания образцов проведены методом активного растяжения в вакууме (~ 2∙10-5 Торр) со скоростью деформации έ ≈ 2∙10-3 с-1. Результаты и их обсуждение В табл. 2 приведены усредненные значения кратковременной прочности (σ0.1) и пластичности (δ) ванадиевых сплавов разных систем при комнатной температуре в зависимости от режима обработки и температуры стабилизирующего отжига. Таблица 2 Усредненные значения кратковременной прочности (σ0.1) и пластичности (δ) ванадиевых сплавов разных систем при комнатной температуре № п/п Сплав […] ТМО I (Т = 1000 °C) ТМО II (Т = 1000 °C) ТМО I (Т = 1100 °C) ТМО II (Т = 1100 °C) σ0.1, МПа δ, % σ0.1, МПа δ, % σ0.1, МПа δ, % σ0.1, МПа δ, % 1 V-Ti-Cr [4, 6, 7] 300 20 327 17 - - - - 2 V-Zr-C [11] 290 20 385 15 - - - - 3 V-Cr-Zr [12] 240 25 345 20 280 25 302 23 4 V-Cr-W-Zr [12] 300 25 380 23 320 22 338 25 5 V-Cr-Ta-Zr [13] - - - - 263 24 310 28 Анализ приведенных в табл. 2 данных показывает, что применение режима ТМО II обеспечивает повышение значений кратковременной прочности σ0.1 при комнатной температуре в интервале примерно от 7 до 44 % в зависимости от элементного состава сплавов. Заметим, что пластичность представленных сплавов либо сохраняется почти на прежнем уровне, либо демонстрирует незначительный рост. В случае стабилизирующего отжига при 1000 °C (табл. 2) сплав системы V-Ti-Cr (№ 1, табл. 2) в абсолютных значениях проявляет наиболее низкие показатели кратковременной прочности после ТМО II. Повышение температуры стабилизирующего отжига до 1100 °C (№ 3-5, табл. 2) вызывает снижение σ0.1 сплавов V-Cr-Zr и V-Cr-W-Zr более чем на 10 %, но абсолютные значения соизмеримы со сплавом V-Ti-Cr после ТМО II с отжигом при 1000 °C. Механические свойства при повышенных температурах испытания (Tи = 800 и 900 °С) приведены в табл. 3. Как видно, модификация структурно-фазового состояния по режиму ТМО II обеспечивает более высокий уровень прочностных свойств (табл. 3) по сравнению с ТМО I при сохранении приемлемой пластичности. Таблица 3 Усредненные значения кратковременной прочности σ0.1 и пластичности δ ванадиевых сплавов разных систем при повышенных температурах испытания № п/п Сплав […] Tи, °C ТМО I (Т = 1000 °C) ТМО II (Т = 1000 °C) ТМО I (Т = 1100 °C) ТМО II (Т = 1100 °C) σ0.1, МПа δ, % σ0.1, МПа δ, % σ0.1, МПа δ, % σ0.1, МПа δ, % 1 V-Ti-Cr [4, 6, 7] 800 180 18 235 11 - - - - 2 V-Zr-C [11] 800 180 15 270 16 - - - - 3 V-Cr-Zr [12] 800 180 26 245 8 184 22 210 15 900 - - 173 23 - - - - 4 V-Cr-W-Zr [12] 800 190 25 265 12 195 20 205 23 900 - - 190 30 - - - - 5 V-Cr-Ta-Zr [13] 800 - - - - 160 26 175 26 Сплавы системы V-Ti-Cr (№ 1, табл. 3) после ТМО II со стабилизирующим отжигом при 1000 °C характеризуются минимальными значениями σ0.1 в условиях растяжения при 800 °С. В то же время сплавы систем V-Cr-Zr и V-Cr-W-Zr (№ 3, 4, табл. 3) не только демонстрируют более высокие прочностные свойства при 800 °С, но и в условиях растяжения при 900 °С уровень свойств не ниже, чем в сплаве V-Ti-Cr после ТМО I с заключительным отжигом при 1000 °C. Кроме того, после повышения температуры стабилизирующего отжига до 1100° C кратковременная прочность при 800 °С остается на высоком уровне. Проведенные в работах [4, 6, 7, 11-13] исследования показали, что эффективность модификации зеренной и гетерофазной структуры в процессе ТМО определяется условиями, необходимыми для трансформации исходных грубодисперсных частиц вторых фаз, выделяющихся в процессе охлаждения слитка после выплавки. Важно заметить, что представленные в табл. 1-3 ванадиевые сплавы различаются не только элементным составом матрицы, но и концентрацией примесей внедрения, что предопределяет фазовый состав частиц фаз внедрения. Рис. 1. Микроструктура ванадиевых сплавов после ТМО I с заключительным отжигом при 1000 °C: а - металлографическое изображение (сплав V-Ti-Cr [8]); б - частицы в сплаве V-Ti-Cr [4, 7]; в -следы пластической релаксации локальных напряжений в сплаве V-Cr-W-Zr [12]; б, в - ПЭМ-фото После ТМО I в сплавах наблюдается наличие строчных выделений и ликвационных неоднородностей (рис. 1, а), распространяющихся почти параллельно направлению прокатки (НП). Дефектная, зеренная и гетерофазная структуры характеризуются высокой неоднородностью [4, 6, 7, 11-13]. Выделения вторых фаз представляют собой оксикарбонитриды различной формы, дисперсности и состава: пластинчатые грубодисперсные (размерами до 20 мкм и толщиной до 0.5 мкм) выделения, вытянутые в цепочки, и крупные (размерами до 1-2 мкм) равноосные частицы, выделяющиеся в процессе охлаждения слитка после выплавки. Результатом частичного диспергирования указанных грубодисперсных выделений при ТМО I являются частицы размерами от десятков нанометров до десятых долей микрометра (рис. 3, б). Частицы субмикронных размеров распределены преимущественно однородно, в то время как наноразмерные частицы характеризуются неоднородным пространственным распределением. В свою очередь, субмикронные частицы являются источниками высоких локальных напряжений в объеме и на границах зерен. Следы пластической релаксации этих напряжений в виде ступенек скольжения в окрестности границ зерен (рис. 3, в) свидетельствуют о том, что они превышают величину предела текучести. В работах [4, 6, 7, 11-13] отмечается, что неоднородность гетерофазного состояния после ТМО I приводит к неоднородности зеренной структуры сплавов с формированием участков первичной рекристаллизации с повышенной плотностью закрепленных частицами дислокаций, зон собирательной рекристаллизации и элементов полигональной структуры. Применение ТМО II обеспечивает устранение строчных выделений и ликвационных прослоек (рис. 2, а), что способствует формированию более однородного структурного состояния. Кроме того, происходит формирование высокой плотности мелкодисперсных частиц (рис. 4, б), способствующих закреплению полигональной и дислокационной субструктуры (рис. 4, в) [4, 6, 7, 11-13]. Рис. 2. Микроструктура сплавов после ТМО II с заключительным отжигом при 1000 °C: а - микроструктура сплава V-Ti-Cr (оптическая металлография); б - мелкодисперсные частицы фаз внедрения в сплаве V-Cr-Zr-W; в - полигональная структура сплава V-Ti-Cr [7]; б, в - ПЭМ-фото В работах [7, 11-13] показано, что вторые фазы в анализируемых сплавах представлены преимущественно соединениями с ГЦК-решеткой. Расчет суммарной объемной доли (f) вторых фаз (табл. 4) в этих сплавах проведен на основе данных об их химическом составе (табл. 1). В качестве основных фазообразующих элементов при формировании карбидных (ZrС), оксидных (ZrO2) и сложных оксикарбонитридных (TiVx(C, O, N)1-x) соединений рассматривались Ti и Zr. Кроме того, предполагалось, что V образует непрерывный ряд твердых растворов с Cr, W и Ta. Таблица 4 Теоретические оценки суммарной объемной доли f вторых фаз Сплав V-Ti-Cr V-Zr-C V-Cr-Zr V-Cr-W-Zr V-Cr-Ta-Zr f 0.0024 0.0200 0.0016 0.0025 0.0047 Для выяснения эффективности дисперсного упрочнения были проведены оценки величины напряжения Орована в зависимости от параметров гетерофазной структуры по формуле [14] ∆σ = Gb/λ, (1) где G ≈ 47000 МПа [15] - модуль сдвига ванадия; b ≈ 0.262 нм - вектор Бюргерса дислокации; λ ≈ R(2π/3fдисп)1/2 - расстояние между частицами; R - радиус частиц; fдисп - объемная доля частиц в дисперсном состоянии. Оценки величины напряжения Орована представлены в табл. 5. Как видно из оценок (табл. 5), высокие значения ∆σ (от 30 до 110 МПа, табл. 2 и 3) могут быть реализованы при относительно небольшом объемном содержании второй фазы в виде мелкодисперсных частиц (fдисп). ТМО II ванадиевых сплавов (V-Ti-Cr [4, 6, 7], V-Cr-W-Zr [12], V-Cr- Ta-Zr [13], V-Zr-C [11]) обеспечивает эффективную трансформацию грубодисперсных выделений в наночастицы размерами от 5 до 20 нм. Представленные сплавы существенно различаются объемной долей второй фазы (f) от 0.0016 (≈ 0.16 %) в случае V-Cr-Zr до 0.02 (≈ 2 %) в сплаве системы V-Zr-C (табл. 4). В соответствии с табл. 5, для достижения обсуждаемого приращения значений предела текучести достаточно перевести в нанофазное состояние незначительную часть исходных грубодисперсных выделений. Значительный рост ∆σ, на наш взгляд, обусловлен уменьшением размеров частиц при снижении температуры стабилизирующего отжига и высокой эффективностью упрочнения наноразмерными частицами неметаллической фазы в процессе их преодоления скользящими дислокациями по механизму типа механизма Орована - огибания с элементами быстрого переползания [16]. Однородное по объему распределение мелкодисперсных частиц минимальных размеров обеспечивает максимальную эффективность дисперсного упрочнения. К сожалению, определить конкретный вклад от размерных фракций практически невозможно. Таблица 5 Оценки величин напряжений Орована в ванадиевых сплавах в зависимости от объемной доли мелкодисперсных частиц и их размеров Объёмная доля второй фазы в виде мелкодисперсных частиц, fдисп Размер частиц (диаметр - 2R), нм 5 10 20 Напряжение Орована Δσ, МПа 0.0024 527 264 132 0.0018 457 228 114 0.0012 373 186 93 0.0006 264 132 66 0.00015 132 66 33 Ключевые особенности модификации гетерофазной структуры ванадиевых сплавов при использовании ТМО по режимам I и II связаны с реализацией кинетических условий, определяющих механизм фазовых превращений [4, 6, 7, 11-13, 17]. В карбидно-упрочненных ванадиевых сплавах трансформация метастабильных карбидов в частицы стабильных оксикарбонитридных фаз с участием фазообразующего элемента может осуществляться по двум основным механизмам [5, 7]. Первый механизм, превращение «на месте» (рис. 3, а, б; I: б → а), реализуется, когда реакция образования стабильных фаз происходит на месте нахождения метастабильных фаз. Второй механизм реализуется путем растворения метастабильных карбидов ванадия с последующим выделением стабильной фазы из твёрдого раствора (рис. 3, б, в; II: б → в). Рис. 3. Трансформация метастабильных карбидов ванадия по типу превращения «на месте» (I: б → а) и путем растворения с последующим выделением стабильной фазы из твёрдого раствора (II: б → в) В соответствии с [4, 7, 17], механизмы трансформации метастабильной фазы при ТМО зависят от кинетического параметра: , (2) где СС - концентрация углерода; СФ - концентрация активного фазообразующего (Ф) (титан, цирконий и др.) элемента; DС и DФ - коэффициенты диффузии этих элементов соответственно. В указанном отношении числитель характеризует скорость насыщения образцов углеродом, а знаменатель - скорость образования частиц. В работах [4, 18-20] показано, что при ТМО ОЦК-сплавов на кинетический параметр определяющее влияние оказывают степень пластической деформации, за счёт увеличения диффузионных потоков фазообразующих элементов в полях высоких локальных градиентов внутренних напряжений, и температура, вследствие разных зависимостей коэффициентов диффузии элементов примесей внедрения и фазообразующего элемента от нее. Согласно [17], механизм трансформации метастабильных частиц по типу превращения «на месте» (рис. 3, I: б → а) в гетерофазных ОЦК-сплавах реализуется при условии , (3) где α, β - стехиометрические коэффициенты фазы (ФβCα); ∆h - расстояние между метастабильными частицами второй фазы (МеС); R - радиус частиц, образующихся из твердого раствора. Значительное уменьшение кинетического параметра может быть достигнуто при температурах обработки ≥ 0.6Тпл, при которых коэффициенты диффузии фазообразующих элементов существенно выше (на 104-105) коэффициентов диффузии примесей внедрения [21]. Таким образом, при высокой диффузионной подвижности фазообразующих элементов происходит трансформация по типу превращения «на месте» [4, 17], при которой фазообразующие (типа Ti или Zr) элементы замещают атомы матрицы (сплава) в метастабильной фазе без растворения этой фазы или при ее частичном растворении (рис. 3, а, б). При 1000 °С (в случае ТМО I) в рассматриваемых ванадиевых сплавах расстояние между грубодисперсными метастабильными частицами составляет около ∆h ≈ 10 мкм, а соответствующие оценки значения кинетического параметра (K  10-80) свидетельствуют о выполнении условия реализации механизма трансформации по типу превращение «на месте». В работах [4, 6, 7] на примере сплавов системы V-Ti-Cr продемонстрировано, что при относительно высокой диффузионной подвижности легирующих карбидообразующих элементов в условиях ТМО I возможно превращение «на месте» типа VC→Ti(V)C. При этом активный карбидообразующий элемент (Ti) замещает атомы ванадия в метастабильной фазе без растворения этой фазы или при ее частичном растворении. Если скорость растворения выделений метастабильной фазы превышает скорость подвода атомов титана в реакционную зону, в окрестности этих выделений происходит образование частиц стабильного карбида из твердого раствора. Таким образом, характер распределения второй фазы после VC→Ti(V)C-превращения определяется, с одной стороны, дисперсностью и характером распределения метастабильной фазы, с другой - параметрами (коэффициенты диффузии и содержание диффундирующих элементов в твердом растворе), определяющими интенсивность потоков титана и углерода в реакционной зоне. Аналогичные процессы трансформации гетерофазной структуры в условиях ТМО I наблюдаются и в ванадиевых сплавах других систем, в которых в качестве карбидообразующего элемента выступает Zr. При этом, как было показано, в большей мере происходит формирование частиц субмикронных и микронных размеров, которые являются источниками высоких локальных напряжений в объеме и на границах зерен (рис. 1, в) [4], а в случае строчных выделений (вдоль направления прокатки) могут способствовать инициации растрескивания. Закономерности второго механизма превращения аналогичны таковым в процессах типа неравновесного внутреннего окисления [17]. В ванадиевых сплавах (V-Ti-Cr, V-Zr-C, V-Cr-Zr, V-Cr-W-Zr, V-Cr-Ta-Zr) фазовое превращение типа VC→TiVC или VC→ZrC можно рассматривать как карбидизацию из внутренних источников - частиц метастабильных оксикарбонитридов. Для реализации в процессе обработки (ТМО II) механизма образования стабильных фаз путем растворения метастабильных частиц и последующего выделения из твердого раствора (рис. 3, I: б → в), согласно [17], требуется выполнение следующего условия: . (4) Возможность реализации этого механизма обусловлена тем, что при выполнении условия (4) скорость растворения выделений метастабильной фазы превышает скорость подвода атомов фазообразующего элемента в реакционную зону [4, 17]. В анализируемых ванадиевых сплавах реализация механизма формирования мелкодисперсных частиц диаметром не более 2R ≈ 20 нм осуществляется путем растворения грубодисперсных метастабильных выделений (рис. 3, б, в; II: б → в), расстояние между которыми около ∆h ≈ 10 мкм [4, 6, 7, 11-13]. При его реализации формируются стабильные частицы на основе TiC, ZrC, для которых стехиометрические коэффициенты α = 1, β = 1. Использование в процессе ТМО II промежуточных отжигов в температурном интервале 600- 700 °С ((0.4-0.44) Тпл) приводит к значительному снижению диффузионной активности фазообразующих элементов по сравнению с диффузионной активностью примесей внедрения, что в соответствии с соотношением (2) способствует росту кинетического параметра. К сожалению, провести его оценки не представляется возможным вследствие отсутствия данных по диффузии примесей внедрения при низких температурах. Но при этом заметим, что в соответствии с существующими представлениями в структурных состояниях с высокой (более 1010 см-2) плотностью дислокаций возможно его увеличение (на несколько порядков) вследствие повышения растворимости и коэффициентов диффузии примесей внедрения в высокодефектных состояниях. Таким образом, изменение режимов ТМО (степень деформации, температура промежуточных отжигов), определяющее кинетический параметр (К), позволяет контролируемым образом управлять трансформацией структурно-фазовых состояний и уровнем прочностных свойств. Заключение 1. Проведено обобщение данных о влиянии режимов термомеханической обработки на механические свойства ванадиевых сплавов разных систем. Установлено, что для всех проанализированных сплавов применение термомеханической обработки по режиму ТМО II обеспечивает существенное увеличение характеристик кратковременной прочности с сохранением приемлемого уровня пластичности как при комнатной, так и при повышенных температурах испытаний. 2. Анализ условий термомеханических обработок ванадиевых сплавов разных систем показал, что снижение температуры промежуточных отжигов способствует росту кинетического параметра K и приводит к изменению механизма трансформации метастабильных выделений. Вместо превращения «на месте» реализуется механизм фазовых превращений путем растворения метастабильных карбидов ванадия с последующим выделением стабильной фазы из твёрдого раствора Исследование проведено с использованием оборудования ТМЦКП НИ ТГУ.

Ключевые слова

сплавы ванадия, термомеханическая обработка, микроструктура, механические свойства, vanadium alloys, thermomechanical treatment, microstructure, mechanical properties

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Тюменцев Александр НиколаевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАН; Национальный исследовательский Томский государственный университетд.ф.-м.н., профессор, зав. лабораторией ИФПМ СО РАН, профессор НИ ТГУtyuments@phys.tsu.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
Гриняев Константин ВадимовичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАН; Национальный исследовательский Томский государственный университетмл. науч. сотр. ИФПМ СО РАН, инженер НИ ТГУkvgrinyaev@inbox.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
Чернов Вячеслав МихайловичАО «Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов им. акад. А.А. Бочвара»д.ф.-м.н., профессор, гл. науч. сотрchernovv@bochvar.ru
Всего: 5

Ссылки

Chen J.M., Chernov V.M., Kurtz R.J., and Muroga T. // J. Nucl. Mater. - 2011. - V. 417. - P. 289-294.
Muroga T., Chen J.M., Chernov V.M., et al. // J. Nucl. Mater. - 2014. - V. 455. - P. 263-268.
Shyrokov V.V., Vasyliv Ch.B., and Shyrokov O.V. // J. Nucl. Mater. - 2009. - No. 394. - P. 114-122.
Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д., Пинжин Ю.П. и др. // ВАНТ. Сер. Материаловедение и новые материалы. - 2004. - № 2. - С. 111-122.
Heo N.J., Nagasaka T., and Muroga T. // J. Nucl. Mater. - 2004. - V. 325. - P. 53-60.
Tyumentsev A.N., Korotaev A.D., Pinzhin Yu.P., et al. // J. Nucl. Mater. - 2004. - V. 329- 333. - P. 429-433.
Дитенберг И.А., Тюменцев А.Н., Чернов В.М., Потапенко М.М. // ВАНТ. Сер. Термоядерный синтез. - 2011. - № 2. - С. 28-35.
Fu H.Y., Chen J.M., Zhenga P.F., et al. // J. Nucl. Mater. - 2013. - V. 442. - P. S336-S340.
Zheng P.F., Nagasaka T., Muroga T., et al. // Fusion Eng. Des. - 2011. - V. 86. - P. 2561-2564.
Chen J.M., Nagasaka T., Muroga T., et al. // J. Nucl. Mater. - 2008. - V. 374. - P. 298-303.
Ditenberg I.A., Tyumentsev A.N., Grinyaev K.V., et al. // Inorg. Mater. Appl. Res. - 2013. - V. 4. - No. 5. - P. 438-443.
Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А., Гриняев К.В. и др. // ВАНТ. Сер. Термоядерный синтез. - 2014. - Т. 37. - № 1. - C. 18-26.
Дитенберг И.А., Смирнов И.В., Цверова А.С. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2018. - Т. 61. - № 5. - С. 115-120.
Мартин Д.У. Микромеханизмы дисперсионного твердения сплавов. - М.: Металлургия, 1983. - 168 с.
Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. - М.: Атомиздат, 1972. - 600 с.
Фридель Ж. Дислокации. - М.: Мир, 1967. - 643 с.
Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Суховаров В.Ф. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов. - Новосибирск: Наука, 1989. - 211 с.
Смагоринский М.Е., Булянда А.А., Кудряшов С.В. Справочник по термомеханической и термоциклической обработке металлов / под общ. ред. М.Е. Смагоринского. - СПб.: Политехника, 1992. - 416 с.
Гнесин Б.А., Зуев А.П., Карпов М.И. и др. // ФММ. - 1985. - Т. 60. - Вып. 5. - С. 914-924.
Корнилов И.И., Глазова В.В. Взаимодействие тугоплавких металлов переходных групп с кислородом. - М.: Наука, 1967. - 256 с.
Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах. - М.: Металлургия, 1978. - 248 c.
 Влияние условий термомеханической обработки на особенности структурно-фазовых трансформаций и уровень механических свойств ванадиевых сплавов разных систем | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/159

Влияние условий термомеханической обработки на особенности структурно-фазовых трансформаций и уровень механических свойств ванадиевых сплавов разных систем | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/159