Structural and phase transformations and crystallographic texture in industrial Ti–6Al–4V alloy with globular morphology of α-phase grains: plate’s transverse section perpendicular to rolling direction

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

Как известно, низкая плотность, высокая удельная и усталостная прочность, жаропрочность, коррозионная стойкость определяют привлекательность и нарастающее использование в последние 60 лет легких титановых сплавов в авиакосмической технике и на транспорте [1–3]. Формирование микроструктуры, объемной доли, размеров и пространственного распределения гексагональной (ГПУ) α-фазы глобулярной или пластинчатой морфологии в β (ОЦК)-матрице объемных титановых сплавов обеспечиваются термическими (ТО) и термомеханическими (ТМО) обработками [3–6]. ТМО с применением горячей прокатки особенно благоприятна с учетом эффекта сверхпластичности, проявляемого в титановых сплавах с β→α-полиморфным превращением (ПП) при повышенных температурах [7, 8]. Данные титановые сплавы характеризуются низкими уровнями упругих свойств (модулей Юнга и сдвига поликристаллов и упругих констант монокристаллов) и их аномальным уменьшением в ряде сплавов при охлаждении, а как следствие, снижением термодинамической и механической устойчивости решетки β-фазы при пониженных температурах [3–5]. При закалке эти сплавы испытывают бездиффузионное мартенситное β→α′-превращение, а в процессе ТО или ТМО при температуре ниже Т_ПП-диффузионно-контролируемое β→α-ПП с образованием α-фазы пластинчатой [9–11] или глобулярной морфологии [7, 8, 12–13]. При этом сплавы титана отличаются гигантским анизотропным термическим расширением α-фазы [14]. Как известно, для α-фазы пластинчатой морфологии выполняются ориентационные соотношения (о.с.) Бюргерса [3–5, 9, 10], но для глобулярной α-фазы, часто называемой первичной, о.с. не установлены.

Широко используемые в газотурбинных двигателях (ГТД) детали и узлы, изготовленные из сплавов титана, испытывают при эксплуатации вращение и вибрации и должны иметь высокую усталостную прочность [15–19]. Длительность циклических нагрузок в ГТД может достигать более 85% времени эксплуатации сплавов [12]. При выдержке под нагрузкой, моделирующей циклические режимы при авиационном взлете, как и в реальных условиях полета, в титановых сплавах развивается необычное явление, известное как “холодная усталость при выдержке” (cold dwell fatigue) [15–20]. К резкому сокращению долговечности приводит преждевременное зарождение и рост так называемых фасеточных трещин [20–23]. Им предшествуют особые микротекстурные области (МТО), трансформирующиеся в макрозоны при усталостных испытаниях или, возможно, даже ранее присутствовавшие в исходном состоянии [24–26]. Достаточно подробное изучение влияния деформации при различных температурах на структуру и текстуру, а также на эволюцию МТО при усталостных испытаниях было выполнено на промышленном сплаве Ti–6Al–4V (мас.%) [11–13, 27–31]. В качестве МТО рассматривают кластеры несвязанных соседних (или соприкасающихся) зерен α-фазы с близкой или подобной ориентацией или одно зерно, протяженностью вплоть до нескольких миллиметров. МТО могут отличаться возможностью как “легкого”, так и “жесткого” скольжения, присущей ГПУ-решетке. Однако причины появления МТО до сих пор остаются не выясненными [25].

Понимание природы и закономерностей формирования микроструктуры и текстуры, в том числе МТО, зарождения и роста трещин, образующихся при испытаниях на малоцикловую усталость (МЦУ) с выдержкой или без нее в титановых сплавах является важной задачей. Кроме того, разработка методов аттестации и контроля микроструктуры и текстуры в условиях производства и эксплуатации ГТД становится необходимой для оценки ресурса их безопасного использования. Очевидно также, что современное моделирование механического поведения титановых сплавов при МЦУ (и особенно с выдержкой) должно учитывать микроструктурные аспекты зарождения и кинетики роста новой фазы, как и эволюции микроструктурных дефектов, наряду с макроскопическим феноменологическим описанием процессов пластичности и разрушения [30–33].

Целью данной работы — продолжение комплексного анализа микроструктуры и текстуры исходного промышленного титанового сплава Ti–6Al–4V в трех проекциях — продольной плоскости прокатки [34] и двух поперечных сечениях (вдоль и поперек направления прокатки в плиту).

Неблагоприятный эффект анизотропной внутризеренной пакетно-пластинчатой морфологии α-фазы удалось исключить за счет специально разработанной ТМО, обеспечивающей получение в сплаве доминирующей глобулярной мелкозернистой (МЗ) структуры α-фазы. Средний размер зерен в МЗ-структуре, зафиксированной в плоскости прокатки, составил 12 мкм, а объем остаточной β-фазы стал менее 5 мас.% [31, 34]. Было обнаружено, что в плоскости прокатки взаимная кристаллографическая ориентация α-зерен и их текстура преимущественно определяются отбором кристаллов α-фазы по о.с. Бюргерса: {110}_β||(0001)_α; <1$\overline{1}$1>_β||[11$\overline{2}$0]_α, а также механическим двойникованием. Это оказалось возможным за счет действия механизма гетерогенного ориентированного зарождения и последующего роста α-зерен путем глобуляризации в деформируемой β-матрице. Важно, что горячая прокатка при температурах ниже T_ПП, обеспечивая нарастание степени пластической деформации, привела к интегральному повышению на порядок разориентации зерен α-фазы до 10°–15° для каждой группы зерен близких ориентировок, соответствующих одному из о.с. Бюргерса. Но, кроме того, были выявлены специфические, вытянутые вдоль и поперек направления прокатки прекурсоры (или зародыши) МТО, в которых индивидуальные α-зерна выделены общими о.с. Бюргерса, в результате чего кристаллографически идентичные плоскости почти параллельны. Количество таких МТО не превысило 10 на 1 мм², но их протяженность варьировалась в широких пределах (от десятков до нескольких сотен микрометров). Зародыши МТО морфологически несовершенны и индивидуально обособлены межкристаллитными границами и встроенными α-зернами иных ориентаций.

Для получения достоверных результатов по всему 3D-объему изучаемых материалов, очевидно, необходимы систематические исследования образцов не только, например, в плоскости прокатки, но и в других, в данном случае поперечных сечениях плиты. В настоящей статье комплексное изучение текстуры, микроструктуры и фазового состава сплава было продолжено на образцах сплава в поперечном сечении, обозначенном как (RD), объемной плиты, перпендикулярном направлению прокатки RD. Материал и методы исследования подробно описаны в [34].

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

На рис. 1 приведена типичная дифрактограмма, полученная с помощью θ/2θ-рентгеноструктурного фазового анализа (РСФА), которая в меньших углах дифракции 2θ содержит наиболее интенсивные брэгговские отражения 0002, 10$\overline{1}$1 и 10$\overline{1}$0 α-фазы, демонстрируя выраженную текстуру кристаллографических ориентаций α-зерен в сечении (RD), поперечном плоскости прокатки. α-фаза является ключевой фазовой составляющей в плите изучаемого сплава. Малый по интенсивности и практически единственный рефлекс исходной β-фазы 110 в виде “наплыва” на соседний рефлекс 10$\overline{1}$1 α-фазы позволяет сделать вывод, что количество остаточной β-фазы выявляется на пределе разрешения метода и не превышает 3–5 мас.% (рис. 1).

 

Рис. 1. Рентгеновская дифрактограмма, полученная в сечении, поперечном плоскости прокатки (RD) и перпендикулярном направлению прокатки RD, плиты сплава Ti–6Al–4V и штрихдиаграммы рефлексов α- и β-фаз.

 

По данным РСФА кристаллографическая текстура α-зерен в поперечном сечении (RD) имеет две основные компоненты: базисную {0001} пирамидальную {10$\overline{1}$1} и с меньшей долей, чем для плоскости прокатки [34], призматическую {10$\overline{1}$0}. По качественной оценке при учете факторов повторяемости, различных при дифракции для данных атомных плоскостей, заметно преобладают α-зерна с базисными и пирамидальными плоскостями, параллельными изучаемому поперечному сечению (RD) плиты.

Микроструктурный анализ в данном поперечном сечении (RD) плиты сплава был выполнен как ранее для плоскости прокатки (ND) [34], используя различные методические возможности современной оптической металлографии (ОМ), растровой (РЭМ) и просвечивающей (ПЭМ) электронной микроскопии. На рис. 2 представлены ОМ- (рис. 2а) и РЭМ- (рис. 2в) изображения (РЭМ в режиме вторичных электронов SE). ОМ-изображение равноосной МЗ α-фазы приведено в цветовой кодировке, соответствующей цветам столбцов гистограммы распределения по размерам (рис. 2а, б). По РЭМ SE-данным кристаллиты α-фазы также имеют практически равноосную глобулярную форму со средним размером, близким 12 мкм. МЗ-структура характеризуется узким распределением α-зерен по размерам, (ширина распределения не превышает величины двух средних размеров зерен при анализе площади 1 мм²) (рис. 2г). При съемке РЭМ SE-изображений с большей на порядок площади образцов были также выявлены редко расположенные более крупные α-зерна (рис. 2д). Наконец, при анализе РЭМ-изображений на рис. 2в визуально обнаруживается тенденция к формированию планарной слоистой морфологии α-зерен в направлении, параллельном TD, которое является нормалью к RD и ND.

 

Рис. 2. ОМ- (а) и РЭМ SE-изображения (в) структуры сплава в поперечном сечении (RD) плиты и гистограммы распределения α-зерен по размерам (б, г, д). Указано направление TD, перпендикулярное нормали к плоскости прокатки (ND) и RD, как и на других представленных РЭМ-изображениях (рис. 5–8).

 

Ориентационная РЭМ (ОРЭМ) по методу дифракции обратно рассеянных электронов (ДОРЭ) позволила выполнить количественный анализ степени взаимной угловой кристаллографической разориентации α-зерен в сплаве, представленный, например, на рис. 3а соответствующей гистограммой частоты их встречаемости по угловой разориентации. Из рис. 3а следует, что гистограмму отличает немонотонное распределение ориентаций α-зерен в поперечном сечении (RD) плиты. Как отмечалось, пластинчатые кристаллиты α-фазы связаны с β-матрицей о.с. Бюргерса [3–5, 9–10]. Известно также, что при ТМО в широком интервале температур титан и его сплавы наряду со скольжением дислокаций как в β, так и в α-фазах, способны испытывать механическое двойникование по различным кристаллографическим системам [35]. Нами модельный расчет гистограмм разориентаций, представленных на рис. 3б, а также на рис. 10б для плоскости прокатки в работе [34], был основан на использовании функции Гаусса для описания спектров частоты встречаемости α-зерен по углам разориентации, отвечающих, во-первых, о.с. Бюргерса и, во-вторых, двойникам в α-фазе [10, 34, 35]. Видно, что имеет место хорошее количественное совпадение данных, полученных экспериментально методом ДОРЭ и расчетным моделированием пиков угловой разориентации. Это доказывает, что и в поперечном сечении (RD) в исследуемой плите сплава, подвергнутого ТМО, кристаллиты глобулярной α-фазы отличаются ориентационной взаимосвязью, определяемой о.с. Бюргерса и двойниковым соответствием друг с другом. Различие экспериментального и расчетного спектров встречаемости выявляет некоторое распределение по углу разориентации кристаллитов произвольно ориентированной α-фазы. Можно заключить, что при ТМО, включающей горячую прокатку, особая роль реализации о.с. Бюргерса и двойникования связана не только собственно с механизмом ориентированного зарождения и роста кристаллитов α-фазы, но и с действующими аккомодационными процессами, в том числе за счет имеющих место взаимных комбинаций двойников, характеризующихся разными углами разориентации 35° и 85° или 57°, 64° и 77° (отличающихся растяжением или сжатием вдоль оси с соответственно) [34, 35]. Более детальный количественный анализ особенностей углового распределения ориентаций α-зерен на гистограммах, полученных в плоскости прокатки (ND) и поперечных сечениях (RD иTD), будет выполнен в другой работе.

 

Рис. 3. Экспериментальная (а) и расчетные (б) гистограммы распределения угла разориентации α-кристаллитов в поперечном сечении (RD) плиты сплава Ti–6Al–4V. Сплошная линия черного цвета соответствует экспериментальной гистограмме, жирная сплошная линия красного цвета — суммарной функции Гаусса, состоящей из функций Гаусса для о.с. Бюргерса (сплошные тонкие линии) и для двойниковых ориентаций (пунктирные линии).

 

ОРЭМ через построение ДОРЭ-карт в углах Эйлера более отчетливо, чем метод SE, выявляет в поперечном сечении (RD) планарное слоистое расположение α-зерен параллельно плоскости прокатки (ср. рис. 2в и 4). Но более важно, что метод ДОРЭ позволяет определить характер изменения разориентаций кристаллитов, как видно на изображении микроструктуры, приведенном на рис. 4. Основное преимущество способа кодирующей окраски шкалы Эйлера (на вставке к рис. 4а) и на цветовой диаграмме Родригеса–Франка (рис. 4б) заключается в возможности сопоставить внутреннюю систему координат, привязанную к кристаллиту, с внешней системой координат, определяющей положение шлифа на рабочем столике в РЭМ и задающей разориентировку микрокристаллитов по цвету или даже по расчету угла между вектором в кристалле и нормалью Z||RD. На рис. 4а отчетливо виден полосовой слоистый характер микроструктуры в сечении (RD), слои направлены по TD, в отличие от микроструктуры в плоскости прокатки плиты (ND), где цветовое полосовое слоистое распределение по разориентациям слабо выражено, указывая на случайный характер взаимных разориентировок зерен α-фазы [34].

 

Рис. 4. ДОРЭ-карта в углах Эйлера (a), цветовая шкала углов Эйлера (на вставке к рисунку а) и цветовая диаграмма Родригеса–Франка разворотов α-кристаллитов в зависимости от углов Эйлера (б) в поперечном сечении (RD) плиты сплава Ti–6Al–4V.

 

На рис. 5 представлены ДОРЭ-карты в другой модификации: в виде карт распределения α-зерен по кристаллографическим ориентациям, в том числе в виде увеличенных фрагментов ДОРЭ-карты (рис. 5б–г). Совпадение цвета различных α-зерен на ДОРЭ-картах (рис. 5), определяемого стандартным треугольником обратной полюсной фигуры (ОПФ), и совпадение проекций элементарной ячейки α-ГПУ фазы характеризуют близость кристаллографической ориентации данных зерен. Видно, что доминируют более широкие слои близко ориентированных вдоль TD α-зерен с красно-розовой окраской (с полюсами ОПФ, близкими 0001 и 01$\overline{1}$1). Но есть и короткие цепочки зерен одного цвета, которые имеют синюю (полюс 01$\overline{1}$0) или зеленую (полюс $\overline{1}$2$\overline{1}$0) цветовые кодировки на ОПФ. Все они отвечают, соответственно, базисной, пирамидальной и призматической плоскостям, которые параллельны плоскости поперечного сечения (RD). Установлено, что при размерной близости α-зерен в плоскости прокатки (ND) и поперечном сечении (RD) их распределение по кристаллографическим ориентациям, определяющее текстуру, принципиально отличается [34].

 

Рис. 5. ДОРЭ-карты в цветах ОПФ (а, б), увеличенные фрагменты с обозначением ориентации цветом и проекциями элементарной ячейки α-фазы (в, г), полученные с поперечного сечения (RD) плиты сплава Ti–6Al–4V, а также стандартный стереографический треугольник ОПФ ГПУ α-фазы.

 

Рис. 6 представляет другой вариант ДОРЭ-карт — распределение зерен по размерам и их границ по углам разориентации. Здесь изображаются распознаваемые программой как целое зерно большие области мелких равноосных α-зерен, которые выделены общим (зеленым или оранжевым) цветом в группе (или кластере) по наличию между ними границ малоугловой разориентации (2–15°). Слева под рисунком отдельным цветом кодируются интервалы большеугловых разориентаций в диапазонах углов (15°–58°, 58°–62°, больше 62°). Синим цветом выделен основной массив достаточно произвольно ориентированных α-зерен, не образующих кластеры, диапазон их разоориентации составляют 15°–58° согласно цвету их границ. Планарные направленные вдоль TD крупные кластеры α-зерен, как и в случае микроструктуры в плоскости прокатки [34], скорее попадают под определение зародышей (называемых в литературе прекурсорами, мотиваторами или инициаторами) МТО и еще не являются сплошным “связным” α-зерном. Все-таки внутри кристаллиты индивидуально обособлены не только границами, но и “вставками” α-зерен других ориентаций. Количество таких зародышей МТО невелико (менее 10/мм²). Можно заключить, что сравнительно близко ориентированные α-зерна в пределах МТО для данного поперечного сечения (RD) характеризуются близким направлением оси c||RD и призматической плоскостью “легкого” скольжения вдоль RD, но, напротив, ориентировкой базисной плоскости (0001) в направлении TD (рис. 5, 6). В согласии с [12], такая ориентация базисной плоскости является “жесткой”.

 

Рис. 6. ДОРЭ-карты распределения α-зерен по размерам (a) и ее увеличенные фрагменты зеренно-субзеренной структуры с обозначением угла разориентации на границах различных кристаллитов α-фазы в поперечном сечении (RD) плиты (б–г).

 

На рис. 7 приведены интегральная ДОРЭ-карта (рис. 7а) и прямая полюсная фигура (ППФ) (рис. 7г), на рис. 7б выделены α-зерна только той ориентации, которая представлена полюсом, отвечающим нормали к базисным плоскостям α-фазы на соответствующей частичной ППФ (рис. 7д). Т. е. как и в предыдущем анализе ДОРЭ-карт установлено, что преобладают α-зерна, залегающие базисными плоскостями в поперечном сечении (RD), и, соответственно, им перпендикулярны оси с, параллельные RD. В свою очередь, рис. 7в, е демонстрируют наличие α-зерен с плоскостью, близкой призматической, в поперечном сечении (RD).

 

Рис. 7. ДОРЭ-карты (а, б, в), интегральная карта (а) и соответствующая ей ППФ (г), а также ППФ с одним выделенным полюсом (д, е), которым отвечают ДОРЭ-карты (б, в) в поперечном сечении плиты сплава.

 

На рис. 8 построены типичные стандартные треугольники обратных полюсных фигур в трех ортогональных проекциях (при Z||RD). Они определяют кристаллографические ориентации α-зерен, залегающих в поперечном сечении (RD). Параллельно оси Z в α-зернах преимущественно ориентированы нормали к базисной плоскости (0001), т.е. c||Z, а при условиях анализа вдоль двух других осей X и Y определяется повышенная полюсная плотность нормалей к указанным на ОПФ призматическим плоскостям (01$\overline{1}$0) или ($\overline{1}$2$\overline{1}$0). На рис. 8 наряду с основными полюсами также присутствуют многочисленные “рассеянные” полюса, кодируемые желто-красным цветом, заполняющим поля всех треугольников ОПФ. Эти полюса получены от статистически произвольно ориентированных α-зерен.

 

Рис. 8. Типичные треугольники ОПФ в трех проекциях для поперечного сечения (Z||RD) плиты сплава.

 

В заключение на рис. 9 показаны карты распределения химических элементов Al, Ti, V, полученные методом рентгеновской энергодисперсионной спектроскопии (ЭДС). Как и в случае плоскости прокатки (ND) для поперечного сечения RD подтверждается локальное обогащение ванадием приграничных областей α-зерен шириной до 2 мкм (рис. 9г), в то время как в теле зерен выше концентрация алюминия и титана (рис. 9б, в).

 

Рис. 9. РЭМ-изображение (SE) микроструктуры (а) и карты распределения химических элементов (б — Al, в — Ti, г — V) в поперечном сечении образца (RD). Карты получены методом ЭДС в характеристическом излучении K_a.

 

Наконец, светло- и темнопольное ПЭМ-изображения иллюстрируют пакетную морфологию расположенных параллельно тонких двойниковых по плоскости {10$\overline{1}$1} α-пластин (рис. 10а, б), а также дислокационное скопление у границы α-зерен (рис. 10г). Отвечающая двойниковой структуре микроэлектронограмма в плоскости обратной решетки (301) приведена на рис. 10в. В соответствии с ней на рисунке 10а даны результаты следового ориентационного анализа. Дополнительные рефлексы от двойников на микроэлектронограмме не обнаружены, но есть закономерно размытые вдоль одного направления рефлексы a-матрицы.

 

Рис. 10. Cветло- (а, г) и темнопольное (б–в рефлексе 1$\overline{\mathbf{13}}$) ПЭМ-изображения двойников типа K₁||(10$\overline{\mathbf{1}}$1) в α-фазе, соответствующая микроэлектронограмма в плоскости обратной решетки (301) (в) и изображение дислокационной субструктуры (г) в поперечном сечении плиты сплава. На вставке к рис. 10а приведен увеличенный фрагмент с изображением тонких двойников. К₁ — плоскость двойникования.

 

ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ

Полученные в работе на поперечном сечении образца, прокатанного сплава Ti–6Al–4V, экспериментальные результаты по изучению МТО в целом не противоречат данным, установленным ранее в плоскости прокатки [34], но выявляют и ряд важных особенностей. Как и в плоскости прокатки обнаружено наличие о.с. Бюргерса и двойниковых ориентаций в α-зернах. Заметное рассеяние кристаллографических ориентировок α-зерен, очевидно, обусловлено механизмами гетерогенного ориентированного зарождения и последующего роста α-зерен в β-матрице, их конкурентной динамической глобуляризации в условиях развивающейся пластической деформации при горячей прокатке в процессе ТМО. Как следствие ТМО, осуществляется процесс необходимого формоизменения в плиту. При этом практически исчезает остаточная β-матрица (<5 мас.%), трансформируясь в МЗ равноосную α-фазу. Можно предположить, что появление α-зерен с произвольными ориентациями, отличающимися от о.с. Бюргерса и двойниковых ориентаций, является следствием динамической рекристаллизации при ТМО.

Отметим, что по всей толщине плиты параллельно плоскости прокатки формируется слоистая микроструктура α-зерен, выделяющаяся специфической кристаллографической текстурой. Слоисто-глобулярная кристаллографическая текстура α-сплава после ТМО содержит также микроскопические текстурные кластеры α-зерен, являющиеся зародышами МТО, вытянутые в поперечном (RD) сечении по TD. Таким образом, особый слоистый характер кристаллографической текстуры α-зерен принципиально отличает структуру сплава в поперечном сечении плиты от микроструктуры и текстуры в плоскости прокатки (ND) [34].

ВЫВОДЫ

Анализ результатов, полученных на образцах в поперечном сечении (RD) по всей глубине плиты промышленного сплава Ti–6Al–4V, позволяет сделать следующие основные выводы:

1. ТМО, выполненная с использованием многопроходной горячей прокатки при температурах ниже Т_пп, обеспечивает во всей плите почти полное β→α ПП с образованием практически равноосных однородных по размерам зерен α-фазы.
2. Как и в случае исследований, в плоскости прокатки (ND) в поперечном сечении (RD) образца сплава после ТМО средний размер зерен составляет 12 мкм, и реализуются взаимные кристаллографические ориентации глобулярных кристаллитов-зерен α-фазы в соответствии с о.с. Бюргерса: {110}_β||(0001)_α, <111>_β||[11$\overline{2}$0]_α и двойниковыми ориентациями.
3. Для поперечного сечения (RD) также типичным является значительное рассеяние (до 10°–15°) кристаллографических ориентаций α-зерен, вызванное ТМО, в каждой группе выделенных кристаллографических ориентировок.
4. Микроструктура в поперечном сечении (RD) является слоистой по отношению к микроструктуре в плоскости прокатки (с толщиной слоя в десятки α-зерен). В пределах чередующихся слоев α-зерна ориентационно выделены в локализованные области, которые в плоскости (RD) направлены вдоль TD. При этом данной плоскости параллельны кристаллографические плоскости зерен α-фазы базисная {0001}, призматическая {10$\overline{1}$0} или пирамидальная {10$\overline{1}$1} (входящие в о.с. Бюргерса).
5. В слоистой микроструктуре из α-зерен присутствуют также специфические вытянутые поперек направления прокатки по TD кластеры (или зародыши) МТО (не более 10/мм²), выделенные общими о.с. Бюргерса. Планарные МТО, как правило, не являются “связными” цельными протяженными α-зернами, а, напротив, кристаллиты в них индивидуально разделены малоугловыми границами и встречающимися зернами других ориентаций.
6. По глубине поперечного сечения (RD) сохраняется высокая локализация атомов ванадия в окрестностях границ α-зерен, сопровождаемая обеднением ванадием самих зерен и, соответственно, обогащением на несколько атомных процентов титаном и, особенно, алюминием.

Работа выполнена в рамках Госзадания (шифр “Структура”) Г.р. № 122021000033-2 ИФМ УрО РАН научными сотрудниками ИФМ УрО РАН с использованием научного оборудования отдела электронной микроскопии ЦКП ИФМ УрО РАН и при поддержке РНФ № 21-79-30041 “Закономерности критичности в материалах с дефектами, разработка подходов по мониторингу и прогнозированию ресурса при широкодиапазонном силовом и энергетическом воздействии (приложения в авиационном моторостроении)”. В рамках РНФ были поставлены и сформулированы цели и задачи исследования, изготовлен сплав в однофазном мелкозернистом состоянии α-фазы методом ТМО, проведено металлографическое изучение и комплексное обсуждение всех полученных в работе результатов.

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

About the authors

V. G. Pushin

Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences; Institute of Continuous Media Mechanics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Author for correspondence.
Email: pushin@imp.uran.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620108; Perm, 614013

D. Yu. Rasposienko

Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: pushin@imp.uran.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620108

Yu. N. Gornostyrev

Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences; Institute of Continuous Media Mechanics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: pushin@imp.uran.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620108; Perm, 614013

N. N. Kuranova

Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: pushin@imp.uran.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620108

V. V. Makarov

Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: pushin@imp.uran.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620108

A. E. Svirid

Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: pushin@imp.uran.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620108

O. B. Naimark

Institute of Continuous Media Mechanics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: pushin@imp.uran.ru
Russian Federation, Perm, 614013

A. N. Balakhnin

Institute of Continuous Media Mechanics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: pushin@imp.uran.ru
Russian Federation, Perm, 614013

V. A. Oborin

Institute of Continuous Media Mechanics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: pushin@imp.uran.ru
Russian Federation, Perm, 614013

References

Supplementary files