Structural-phase transformations in α-Ti under different types of deformation at room temperature

Capa

Citar

Texto integral

Resumo

A study of the phase transformation in technically pure titanium under different types of deformation: high pressure and high pressure torsion (HPT). The set of modern methods of the study included microindentation, X-ray diffraction, transmission electron microscopy, as well as EXAFS spectroscopy in synchrotron radiation for detailed studying a local atomic structure of phases. The correlation between the phase transformation course and the deformation method has been found. It has been shown that in contrast to pressure without a shear component, the shear deformation under high pressure at room temperature contributes to the occurrence of a high-temperature β-phase with a local atomic order different from that in the initial phase.

Texto integral

ВВЕДЕНИЕ

Титан и его сплавы применяются как перспективные конструкционные материалы в аэрокосмической технике, химическом машиностроении, медицине и ядерной энергетике. Для повышения физико-механических характеристик титана в широкой области температур в настоящее время используются различные методы больших пластических (мегапластических) деформаций. Получение необходимого комплекса свойств обеспечивается за счет существенного измельчения структуры, изменения плотности и конфигурации дефектов и других элементов структуры.

Активно продолжаются систематические исследования закономерностей изменения структуры, присущих металлическим материалам в процессе мегапластических деформаций [1]. В частности, много интересных и важных результатов, полученных при кручении под высоким квазигидростатическим давлением (КВД), были рассмотрены и обобщены в работах [2, 3, 4, 5].

Известно, что управление параметрами микроструктуры и фазовым составом в ходе различных способов деформирования позволяет контролировать механизмы упрочнения и получать в чистом титане и его сплавах свойства, сбалансированные по прочности и пластичности [6, 7, 8, 9]. Например, в работе [10] было показано, что метастабильная ω-фаза титана с размером кристаллитов около 50 нм формируется в ходе КВД при давлении 6 ГПа, причем более 90% α-Ti трансформируется в ω-фазу за короткий инкубационный период (всего 300 с). В работе подчеркивается, что статическая нагрузка за то же самое время не приводит к фазовому превращению. Исследовали фазовый состав и структуру титана после мегапластической деформации под давлением, осуществляемой двумя разными методами: КВД и динамическим канально-угловым прессованием (ДКУП) [11, 12]. При КВД после 10 оборотов ω-фаза образуется в виде нанозерен [13] размером 150 нм, тогда как в ходе ДКУП эта же фаза возникает в виде наноразмерных частиц, ориентационно связанных с α-фазой. Также активно ведутся исследования и обратного фазового ω→α-превращения при КВД, так, в работе [14] подробного изучены его кинетика и термодинамические особенности.

Недавние исследования показали, что в ходе КВД ω-фаза высокого давления в чистом Ti может быть даже стабилизирована [15, 16, 17, 18, 19] при варьировании параметров деформации.

Как видно из обзора приведенных данных, остается не ясным, какие моды деформации приводят к конкретным фазовым превращениям в α-Ti. В связи с этим, целью данной работы является систематическое структурное исследование фазового превращения α-Ti в ходе двух различных способов деформации: осадка под высоким давлением и КВД.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

В качестве материала для исследования был выбран технически чистый титан ВТ1-0 (α-фаза), полученный методом вакуумной выплавки и последующей прокатки полос до толщины 50 мкм. Химический состав исследуемого сплава титана приведен в табл. 1. Видно, что по содержанию основных элементов он соответствует сплаву ВТ1-0, согласно ГОСТ 19807–91.

 

Таблица 1. Химический состав исследуемого сплава титана, мас.%

 

Ti

Mn

Fe

Al

Mo

Si

Сплав Ti

99.1

0.580

0.088

0.198

0.014

0.012

ВТ1-0

(ГОСТ 19807–91)

осн

–

0.25

<0.70

–

0.10

 

Готовые образцы отжигали при 800°С в течение 3 ч. После отжига сплав имел равноосную структуру зерен α-фазы со средним размером ~150 мкм. КВД проводили в камере Бриджмена при комнатной температуре. Использовали два вида деформации образцов в камере Бриджмена: 1) к образцам было приложено только высокое квазигидростатическое давление (Р = 6 ГПа) без кручения, выдержка 10 мин; 2) другая часть образцов была продеформирована КВД при той же величине давления (Р = 6 ГПа) [20], скорость вращения подвижного бойка – 1 об/мин, число полных оборотов подвижной наковальни (N) было равно 1 и 4.

Объемные доли α- и ω-фаз (Vi, отн.ед.) рассчитывали по данным рентгеноструктурного анализа (РСА). Съемку вели на дифрактометре ДРОН-3 по методу Брегга–Брентано в пошаговом режиме в излучении Сu-Кα (λ = 1.54178 Å).

Структурные исследования проводили с помощью просвечивающего электронного микроскопа JEM 200CX при ускоряющем напряжении 160 кВ. Тонкие фольги для просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) получали методом струйной полировки на установке TenuPol-5. Состав электролита: 20% HСlO4 + 80% CH3CO2H.

Измерения микротвердости HV выполняли на микротвердомере LECO M 400 A при нагрузке 50 г и времени нагружения 5 с. Все исследования локальной структуры и микротвердости проводили в областях, соответствующих половине радиуса дискообразных образцов.

Локальную атомную структуру как исходных образцов, так и образцов после деформации исследовали методом спектроскопии поглощения рентгеновских лучей (EXAFS-спектроскопии) с использованием синхротронного излучения на экспериментальной станции СТМ [21] источника синхротронного излучения “КИСИ-Курчатов” вблизи К-края поглощения титана (E0 = 4966 эВ). Для монохроматизации синхротронного излучения использовали кремниевый монокристалл с ориентацией (111) в виде моноблока с вырезом (“Бабочка”), установленный на гониометрической головке, обеспечивающий энергетическое разрешение ΔЕ/Е = 2·10–4. Экспериментальные спектры измеряли в диапазоне 4700–5500 эВ поточечным сканированием по энергии и обрабатывали с применением стандартных процедур выделения фона, нормирования на величину скачка K-края и выделения атомного поглощения с помощью программного пакета IFEFFIT [22, 23].

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

Образцы после выдержки под давлением 6 ГПа

По результатам РСА сплава ВТ1-0 после приложения давления и выдержки под ним без кручения было установлено, что структура полностью состоит из α-Ti. Этот спектр совпадает со спектром образца в исходном состоянии. Оба спектра приведены на рис. 1.

 

Рис. 1. Дифрактограмма от образцов титана ВТ1-0 в исходном состоянии и после приложения давления 6 ГПа в течение 10 мин.

 

ПЭМ-исследования исходных образцов и образцов после приложения давления 6 ГПа в течение 10 мин также показали, что структура состоит из α-Ti, размер зерна – около 1 мкм. Значимых различий в структуре образцов не наблюдается (рис. 2).

 

Рис. 2. Электронно-микроскопические изображения микроструктуры сплава в исходном состоянии (а) и после приложения давления 6 ГПа в течение 10 мин (б).

 

Значение микротвердости HV после выдержки под давлением составляет 2.66 ГПа и соответствует уровню микротвердости α-Ti в исходном состоянии.

Исследование методом EXAFS-спектроскопии

Метод EXAFS позволяет исследовать локальное атомное окружение поглощающего атома, в данном случае титана, на расстояниях до 4–5 Å [24]. Такая чувствительность позволяет исследовать наночастицы с размерами в единицы нанометров, которые сложно увидеть традиционными методами, такими как рентгеновская дифракция и электронная микроскопия [25].

Отдельные межатомные расстояния от поглощающего атома до соседних проявляются в виде пиков в модуле фурье-трансформанты протяженной тонкой структуры спектров поглощения, причем положение пика примерно соответствует межатомному расстоянию. Интерпретация спектров поглощения и получение количественных данных зависят от исходной модели, в качестве которой использована модифицированная α-фаза титана. В аппроксимацию были включены 3 координационных сферы (КС) титана из α-фазы с начальными расстояниями 2.91 Å (координационное число КЧ = 12) и 4.10 Å (КЧ = 6), 5.06 Å (КЧ = 18).

На рис. 3 представлены модули фурье-преобразования экспериментальных и расчетных EXAFS-спектров сплава ВТ1-0 в исходном состоянии, после приложения давления 6 ГПа с выдержкой 10 мин, а также для образцов сплава после кручения на 1 и 4 оборота. Условия обработки всех спектров EXAFS были одинаковы.

 

Рис. 3. Сравнение экспериментального (прозрачные синие точки) и расчетного спектров EXAFS (сплошные линии) в R-пространстве для образца ВТ1-0 в исходном состоянии (а), после приложения давления 6 ГПа с выдержкой 10 минут (б), после КВД на 1 оборот (в), после КВД на 4 оборота (г).

 

Численные параметры локальной атомной структуры для сплава в исходном состоянии, после приложения давления 6 ГПа с выдержкой 10 минут, после КВД на 1 и 4 оборота, полученные в результате подгонки спектров, представлены в таблице 2, где R – расстояние между атомами, σ2 – Фактор Дебая–Уоллера. Видно, что:

  1. Приложение давления 6 ГПа с выдержкой в течение 10 мин не приводит к фазовым превращениям, структура состоит из α-Ti. Изменений формы фурье-трансформант спектров EXAFS не происходит.
  2. В результате воздействия КВД (при N = 1 и 4 оборота), в области 3-4 Å происходят значимые изменения локальной структуры титана, связанные с изменением фазового состава образца. В этой области проявляется вторая координационная сфера β-фазы титана (R=3.3 Å), причем ее радиус увеличивается после КВД при N = 1 и 4 оборота.
  3. Если сравнить полученные в работе результаты (табл. 2) с классическими табличными данными (табл. 3) [26], видно, что отсутствует набор параметров, характерных для ω-фазы.

 

Таблица 2. Структурные параметры, полученные после обработки EXAFS-спектров на К-крае титана

Образец

КС

Путь

Координационное число

R, Å

Фактор Дебая–Уоллера σ2, 10-3 Å2

Исх. сост.

1

Ti-Ti1

12

2.900(8)

5.2 ±1.4

2

Ti-Ti2

6

4.09(5)

13.1 ±8.1

3

Ti-Ti3

18

5.09(2)

8.2 ±3.2

 

Ti-Tiβ

2±1

3.3

5.2 ±1.4

После приложения давления

1

Ti-Ti1

12

2.91(1)

4.5 ±1.9

2

Ti-Ti2

6

4.1(1)

17.9 ±16.9

3

Ti-Ti3

18

5.06(2)

3.5 ±2.5

 

Ti-Tiβ

4±2

3.3

4.5 ±1.9

КВД, N=1

1

Ti-Ti1

12

2.86(2)

2.9 ±2.3

2

Ti-Ti2

6

3.83(3)

0.1 ±3.4

 

Ti-Tiβ

6±2

3.40(4)

2.9 ±2.3

КВД, N=4

1

Ti-Ti1

12

2.90(2)

3.4 ±2.5

2

Ti-Ti2

6

3.84(4)

3.9 ±5.2

 

Ti-Tiβ

5±2

3.42(4)

3.4 ±2.5

 

ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ

Исследования методами рентгеноструктурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии со всей очевидностью показывают, что приложение только давления 6 ГПа в течение 10 мин не приводит к фазовым превращениям в сплаве ВТ1-0. Действительно, рентгеновские спектры деформированного и исходного материала совпадают (рис. 1).

По электронно-микроскопическим изображениям (рис. 2) также не представляется возможным выявить разницу в структуре исходного и деформированного осадкой сплава. Спектры EXAFS-спектроскопии также не изменяются в результате воздействия давления без сдвига, что свидетельствует об отсутствии каких-либо фазовых превращений. Таким образом, проведенное исследование перекликается с работами [10 и 11], в которых также было показано, что статическое нагружение титана давлением 6 ГПа в течение 300 с не приводит к фазовому превращению.

Ранее в нашей работе [20] было показано, что при КВД технически чистого титана при 293 К в камере Бриджмена развивается фазовое превращение α→ω-мартенситного типа, причем, ω-фаза возникает уже при N= ¼ оборота в количестве Vω= 0.08 и ее относительный объем плавно увеличивается с увеличением N до значения Vω= 0.23 при N=4.

Методами РСА и ПЭМ удается обнаружить только α- и ω-фазы титана [20]. Из литературных данных известно, что в α-Ti кроме a→w-превращения существует еще высокотемпературный α→β-фазовый переход [8]. В настоящей работе высокотемпературный α→β-переход был зафиксирован в ходе КВД при комнатной температуре с помощью EXAFS-спектроскопии. После деформации, соответствующей КВД N=1, величина расстояния R первой координационной сферы практически коррелирует со значением R для исходного состояния. Во второй КС наблюдается уменьшение значения R, т. е. материал как бы “уплотняется” при деформации, соответствующей N=1.

В фурье-трансформанте спектра поглощения возникает дополнительный пик на расстоянии 3.3 Å, которое не характерно ни для α- и ни для ω-фаз. Однако такое возможно в локальной структуре, характерной для β-фазы (табл. 3). Поэтому для учета возможного образования β-фазы титана в модель была добавлена еще одна координационная сфера с начальным R = 3.3 Å с варьируемым координационным числом КЧβ. Следует отметить, поскольку спектроскопия EXAFS чувствительна до расстояния ~5 Å, имеющиеся данные не позволяют оценить размер образующихся частиц β-фазы. Вероятнее всего, β-фаза титана формируется в нанокристаллическом виде с размерами кристаллитов ~1–2 нм. Поэтому ее сложно фиксировать при использовании методов РСА и ПЭМ.

 

Таблица 3. Параметры локального окружения атома титана для α-, ω- и β-фаз на основании кристаллической структуры [26]

α-фаза

(P63/mmc)

ω-фаза

(P6/mmm)

β-фаза

(Im3m)

R, Å

КЧ

R, Å

КЧ

R, Å

КЧ

R, Å

КЧ

2.8740

4

2.8200

2

2.6559

3

2.8635

8

2.8743

2

3.0069

12

2.8200

2

3.3065

6

2.9064

6

4.6000

6

3.0069

6

4.6761

12

4.0872

2

4.9946

12

3.8738

6

  

4.0876

4

  

4.6000

6

  

4.6667

2

  

4.9946

6

  

 

Как известно, β-фаза в титане возникает при повышенных температурах [7, 27, 28]. Возникает вопрос почему высокотемпературная β-фаза выявляется только в ходе КВД и не возникает в ходе приложения давления?

КВД представляет собой сложный процесс, в ходе которого фиксируются формоизменение деформируемого твердого тела и происходят существенные изменения в структуре и свойствах самого материала. Не последнюю роль в этих процессах играет факт высокой степени локальной деформации, присущий КВД, которая, как правило, сконцентрирована в полосах скольжения. Следствием гигантских значений этой деформации является ускорение диффузии за счет генерации большого числа неравновесных вакансий на границах и тройных стыках зерен, и спонтанное локальное повышение температуры в полосах сдвига, зафиксированное экспериментально в цитируемых работах [29, 30, 31, 32, 33]. В работах [34, 35] показано, что аномальное повышение величины коэффициента диффузии за счет генерации вакансий при КВД способствует фазовым превращениям. Учитывая эти обстоятельства – аномально высокую скорость диффузии и локальное повышение температуры, можно предположить осуществление в ходе КВД быстро протекающего превращения α → β.

ВЫВОДЫ

  1. По результатам РСА, ПЭМ, EXAFS-спектроскопии и измерения микротвердости HV сплава ВТ1-0 было установлено, что приложение давления 6 ГПа с выдержкой в течение 10 мин без кручения в камере Бриджмена не приводит к фазовым превращениям. Структура деформированного α-Ti не отличается от структуры сплава в исходном состоянии.
  2. В ходе исследования локальной структуры сплава методом EXAFS-спектроскопии, после КВД при комнатной температуре (при 1 и 4 оборотах) в области 3–4 Å происходят значимые изменения локальной структуры титана, связанные с изменением фазового состава сплава. В этой области проявляется вторая координационная сфера высокотемпературной β-фазы титана (R = 3.3 Å). Вероятнее всего, в этом случае, β-фаза формируется в нанокристаллическом виде с размерами кристаллитов ~1–2 нм.
  3. Таким образом, показана возможность осуществления в ходе КВД (при комнатной температуре) превращения α → β, связанного с аномально высокой скоростью диффузии и локальным повышением температуры в полосах скольжения.

Данная работа финансировалась за счет средств бюджета организации. Никаких дополнительных грантов на проведение или руководство данным конкретным исследованием получено не было.

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

×

Sobre autores

N. Shurygina

Bardin Central Research Institute for Ferrous Metallurgy; Russian Technological University MIREA

Autor responsável pela correspondência
Email: shnadya@yandex.ru
Rússia, Moscow, 105005; Moscow, 119454

R. Sundeev

Russian Technological University MIREA

Email: shnadya@yandex.ru
Rússia, Moscow, 119454

A. Shalimova

Bardin Central Research Institute for Ferrous Metallurgy

Email: shnadya@yandex.ru
Rússia, Moscow, 105005

A. Veligzhanin

Kurchatov Complex for Theoretical and Experimental Physics, National Research Center “Kurchatov Institute”

Email: shnadya@yandex.ru
Rússia, Moscow, 123182

E. Blinova

Bardin Central Research Institute for Ferrous Metallurgy

Email: shnadya@yandex.ru
Rússia, Moscow, 105005

A. Glezer

Bardin Central Research Institute for Ferrous Metallurgy

Email: shnadya@yandex.ru
Rússia, Moscow, 105005

O. Chernogorova

Baikov Institute of Metallurgy and Materials Science, RAS

Email: shnadya@yandex.ru
Rússia, Moscow, 119334

Bibliografia

  1. Vinogradov A., Estrin Yu. Analytical and numerical approaches to modelling severe plastic deformation // Progr. Mater. Sci. 2018. V. 95. P. 172–242.
  2. Edalati K., Bachmaier A., Beloshenko V., Beygelzimer Y., Blank V.D., Botta W.J., Bryła K., Čížek J., Divinski S., Enikeev N.A., Estrin Y., Faraji G., Figueiredo R.B., Fuji M., Furuta T., Grosdidier T., Gubicza J., Hohenwarter A., Horita Z., Huot J., Ikoma Y., Janeček M., Kawasaki M., Král P., Kuramoto S., Langdon T.G., Leiva D.R., Levitas V.I., Mazilkin A., Mito M., Miyamoto H., Nishizaki T., Pippan R., Popov V.V., Popova E.N., Purcek G., Renk O., Révész Á., Sauvage X., Sklenicka V., Skrotzki W., Straumal B.B., Suwas S., Toth L.S., Tsuji N., Valiev R.Z., Wilde G., Zehetbauer M.J., Zhu X. Nanomaterials by severe plastic deformation: review of historical developments and recent advances // Mater. Res. Lett. 2022. V. 10. P. 163–256.
  3. Edalati K., Horita Z. A review on high-pressure torsion (HPT) from 1935 to 1988 // Mater. Sci. Eng.A. 2016. V. 652. P. 325.
  4. Glezer A.M., Kozlov E.V., Koneva N.A., Popova N.A. and Kurzina I.A. Plastic Deformation of Nanostructured Materials // CISP, Taylor & Francis Group. 2017. 334 p.
  5. Страумал Б.Б., Заворотнев Ю.Д., Метлов Л.С., Страумал П.Б., Петренко А.Г., Томашевская Е.Ю. Фазовые превращения, вызванные кручением под высоким давлением // ФММ. 2022. T. 123. № 12. С. 1283–1288.
  6. Утяшев Ф.З. Деформационные методы получения и обработки ультрамелкозеренных материалов. Уфа: Гилем. НИКБашк. энцикл, 2013. 376 с.
  7. Zhang J., Zhao Y., Pantea C., Qian J., Daemen L.L., Rigg P.A, Hixson R.S., Greeff C.W., Gray III G.T., Yang Y., Wang L., Wang Y., Uchid T. Experimental constraints on the phase diagram of elemental zirconium // J. Phys. Chem. Sol. 2005. V. 66. P. 1213.
  8. Валиев Р.З., Усанов Э.И., Резяпова Л.Р. Сверхпрочность наноструктурных металлических материалов: физическая природа и механизмы упрочнения // ФММ. 2022. Т. 123. № 12. С. 1355–1361.
  9. Nosova G.I. Phase Transformations in Titanium Based Alloys. Moscow: Metallurgia, 1968. 180 p.
  10. Zel'Dovich V.I., Frolova N. Yu., Patselov A.M., Gundyrev V.M., Kheifets A.E., Pilyugin V.P. The ω-phase in titanium upon deformation under pressure // Phys. Met. Metal. 2010. V. 109. № 1. P. 30–38.
  11. Жиляев А.П., Попов В.А., Шарафутдинов А.Р., Даниленко В.Н. Индуцированная сдвигом под давлением метастабильная ω-фаза в титане // Письма о материалах. 2011. Т. 1. С. 203–207.
  12. Kriegel M.J., Rudolph M., Kilmametov A., Straumal B.B., Ivanisenko J., Fabrichnaya O., Hahn H., Rafaja D. Formation and Thermal Stability of ω-Ti(Fe) in α-Phase-Based Ti(Fe) Alloys // Metals. 2020. V. 10. P. 402.
  13. Shirooyeh M., Xu J., Langdon T.G. Microhardness evolution and mechanical characteristics of commercial purity titanium processed by high-pressure torsion // Mater. Sci. Eng. A. 2014. V. 614. P. 223–231.
  14. Egorova L. Yu., Khlebnikova Yu.V., Pilyugin V.P., Resnina N.N. Calorimetry and peculiarities of reverse ω → α phase transformation in Zr and Ti pseudo-single crystals // Phys. Met. Metal. 2022. V. 123. № 5. P. 482–488.
  15. Todaka Y., Sasaki J., Moto T., Umemoto M. Bulk submicrocrystalline ω-Ti produced by high-pressure torsion straining // Scripta Mater. 2008. V. 59. P. 615–618.
  16. Pérez-Prado M.T., Gimazov A.A., Ruano O.A. Bulk nanocrystalline ω-Zr by high-pressure torsion // Scripta Mater. 2008. V. 58. P. 219.
  17. Zhilyaev A.P., Galvez F., Sharafutdinov A., Pérez-Prado M.T. Influence of the high pressure torsion die geometry on the allotropic phase transformations in pure Zr // Mater. Sci. Eng. A. 2010. V. 527. P. 3918.
  18. Adachi N., Todaka Y., Suzuki H., Umemoto M. Evolution of deformation texture of high-pressure ω-phases in pure Ti and Zr during high-pressure torsion straining // IOP Conf. Series: Mater. Sci. Eng. 2015. V. 82. P. 012020.
  19. Shahmir H., Langdon T.G. Characteristics of the allotropic phase transformation in titanium processed by high-pressure torsion using different rotation speeds // Mater. Sci. Eng. A. 2016. V. 667. P. 293–299.
  20. Shurygina N.A., Cheretaeva A.O., Glezer A.M., D’yakonov D.L., Chshetinin I.V., Sundeev R.V., Tomchuk A.A., Muradimova L.F. Effect of the temperature of megaplastic deformation in a Bridgman chamber on the formation of structures and the physicochemical properties of Titanium // Bulletin of the Russian Academy of Sciences: Physics. 2018. V. 82. № 9. P. 1113–1124.
  21. Chernyshov A.A., Veligzhanin A.A., Zubavichus Y.V. Structural Materials Science end-station at the Kurchatov Synchrotron Radiation Source: Recent instrumentation upgrades and experimental results //Nuclear Instruments and Methods in Physics Research Section A: Accelerators, Spectrometers, Detectors and Associated Equipment. 2009. V. 603. № 1–2. P. 95–98.
  22. Newville M. EXAFS analysis using FEFF and FEFFIT // J. Synchrotron Radiation. 2001. V. 8. № 2. P. 96–100.
  23. Sigov A.S., Lazarenko E.R., Golovanova N.B., Minaeva O.A., Anevsky S.I., Minaev R.V., Pushkin P. Yu. Synchrotron radiation of a single electron application for optical spectroradiometry // Russ. Technol. J. 2023. V. 11. № 5. P. 71–80.
  24. Joress H., Ravel B., Anber E., Hollenbach J., Sur D., Hattrick-Simpers J., Taheri M.L., DeCost B. Why is EXAFS for complex concentrated alloys so hard? Challenges and opportunities for measuring ordering with X-ray absorption spectroscopy // Matter. 2023. V. 6. № 11. P. 3763–3781.
  25. Srabionyan V.V., Bugaev A.L., Pryadchenko V.V., Avakyan L.A., van Bokhoven J.A., Bugaev L.A. EXAFS study of size dependence of atomic structure in palladium nanoparticles // J. Phys. Chem. Solids. 2014. V. 75. № 4. P. 470–476.
  26. Wyckoff R.W.G. Hexagonal closest packed, hcp, structure / Crystal Structures, Second edition. Interscience Publishers. New York, 1963. V. 1. P. 7–83.
  27. Ильин А.А., Колачев Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства. Справочник. Москва: ВИЛС–МАТИ, 2009. 520 c.
  28. Wei H. Effect of alloying elements on the properties of titanium alloy // Rare Metal Mater. Eng. 1978. V. 7. P. 47–75.
  29. Glezer A.M., Sundeev R.V., Shalimova A.V., Metlov L.S. Physics of severe plastic deformation // Phys. Usp. 2023. V. 66. P. 3258.
  30. Edalati K., Miresmaeili R., Horita Z. Significance of temperature increase in processing by high-pressure torsion Mater. Sci. Eng. A. 2011. V. 528. P. 7301.
  31. Pereira P.H.R., Figueiredo R.B., Huang Y., Cetlin P.R., Langdon T.G. Modeling the temperature rise in high-pressure torsion // Mater. Sci. Eng. A. 2014. V. 593. P. 185–188.
  32. Hartley K.A., Duffy J., Hawley R.H. Measurement of the temperature profile during shear band formation in steels deforming at high strain rates // J. Mech. Phys. Solids. 1987. V. 35. № 3. P. 283–301.
  33. Li J.G., Umemoto M., Todaka Y., Fujisaku K., Tsuchiya K. The dynamic phase transformation and formation of nanocrystalline structure in SUS304 austenitic stainless steel subjected to high pressure torsion // Rev. Adv. Mater. Sci. 2008. V. 18. P. 577–582.
  34. Разумов И.К., Ермаков А.Е., Горностырев Ю.Н., Страумал Б.Б. Неравновесные фазовые превращения в сплавах при интенсивной пластической деформации // УФН. 2020. Т. 190. № 8. С. 785–810.
  35. Kilmametov A.R., Vaughan G., Yavari A.R., LeMoulec A., Botta W.J., Valiev R.Z. Microstructure evolution in copper under severe plastic deformation detected by in situ X-ray diffraction using monochromatic synchrotron light // Mater. Sci. Eng. A. 2009. V. 503. № 1–2. P. 10–13.

Arquivos suplementares

Arquivos suplementares
Ação
1. JATS XML
Baixar
2. Fig. 1. Diffraction pattern of VT1-0 titanium samples in the initial state and after applying a pressure of 6 GPa for 10 min.

Baixar (122KB)
Metadados
3. Fig. 2. Electron microscopic images of the alloy microstructure in the initial state (a) and after applying a pressure of 6 GPa for 10 min (b).

Baixar (364KB)
Metadados
4. Fig. 3. Comparison of the experimental (transparent blue dots) and calculated EXAFS spectra (solid lines) in R-space for the VT1-0 sample in the initial state (a), after applying a pressure of 6 GPa with a holding time of 10 minutes (b), after HPT for 1 revolution (c), after HPT for 4 revolutions (d).

Baixar (257KB)
Metadados


Согласие на обработку персональных данных с помощью сервиса «Яндекс.Метрика»

1. Я (далее – «Пользователь» или «Субъект персональных данных»), осуществляя использование сайта https://journals.rcsi.science/ (далее – «Сайт»), подтверждая свою полную дееспособность даю согласие на обработку персональных данных с использованием средств автоматизации Оператору - федеральному государственному бюджетному учреждению «Российский центр научной информации» (РЦНИ), далее – «Оператор», расположенному по адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А, со следующими условиями.

2. Категории обрабатываемых данных: файлы «cookies» (куки-файлы). Файлы «cookie» – это небольшой текстовый файл, который веб-сервер может хранить в браузере Пользователя. Данные файлы веб-сервер загружает на устройство Пользователя при посещении им Сайта. При каждом следующем посещении Пользователем Сайта «cookie» файлы отправляются на Сайт Оператора. Данные файлы позволяют Сайту распознавать устройство Пользователя. Содержимое такого файла может как относиться, так и не относиться к персональным данным, в зависимости от того, содержит ли такой файл персональные данные или содержит обезличенные технические данные.

3. Цель обработки персональных данных: анализ пользовательской активности с помощью сервиса «Яндекс.Метрика».

4. Категории субъектов персональных данных: все Пользователи Сайта, которые дали согласие на обработку файлов «cookie».

5. Способы обработки: сбор, запись, систематизация, накопление, хранение, уточнение (обновление, изменение), извлечение, использование, передача (доступ, предоставление), блокирование, удаление, уничтожение персональных данных.

6. Срок обработки и хранения: до получения от Субъекта персональных данных требования о прекращении обработки/отзыва согласия.

7. Способ отзыва: заявление об отзыве в письменном виде путём его направления на адрес электронной почты Оператора: info@rcsi.science или путем письменного обращения по юридическому адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А

8. Субъект персональных данных вправе запретить своему оборудованию прием этих данных или ограничить прием этих данных. При отказе от получения таких данных или при ограничении приема данных некоторые функции Сайта могут работать некорректно. Субъект персональных данных обязуется сам настроить свое оборудование таким способом, чтобы оно обеспечивало адекватный его желаниям режим работы и уровень защиты данных файлов «cookie», Оператор не предоставляет технологических и правовых консультаций на темы подобного характера.

9. Порядок уничтожения персональных данных при достижении цели их обработки или при наступлении иных законных оснований определяется Оператором в соответствии с законодательством Российской Федерации.

10. Я согласен/согласна квалифицировать в качестве своей простой электронной подписи под настоящим Согласием и под Политикой обработки персональных данных выполнение мною следующего действия на сайте: https://journals.rcsi.science/ нажатие мною на интерфейсе с текстом: «Сайт использует сервис «Яндекс.Метрика» (который использует файлы «cookie») на элемент с текстом «Принять и продолжить».