Пластическое течение в полосе Чернова–Людерса в ультрамелкозернистой стали 08Г2Б

УДК 620.172.21

Пластическое течение в полосе Чернова-Людерса в ультрамелкозернистой стали 08Г2Б

В.М. Фарбер1, А.Н. Морозова2, В.А. Хотинов1, М.С. Карабаналов1, Г.В. Щапов1

1 Уральский федеральный университет им. Б.Н. Ельцина, Екатеринбург, 620002, Россия 2 Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург, 620108, Россия

С использованием метода корреляции цифровых изображений, электронной ориентационной микроскопии и микроинденти-рования исследованы особенности пластического течения в ходе деформации растяжением образцов ультрамелкозернистой стали 08Г2Б, проявляющей эффект деформационного старения. Испытаны стандартные плоские образцы на растяжение с постоянной скоростью деформации в исходном состоянии (после контролируемой прокатки) и после контролируемой прокатки и нагрева на 680 °С, выдержкой 30 мин с последующим охлаждением на воздухе. При деформации образца 8 ~ 3 % фиксировалось появление полос Чернова-Людерса. Проведен текстурный анализ и микроидентирование различных областей вне, на фронте и внутри полосы Чернова-Людерса. Показано, что пластическое течение в полосе Чернова-Людерса приводит к повышению уровня микротвердости и появлению новых текстурных компонент типа {112}(111) и {001}(110).

Ключевые слова: низкоуглеродистые стали, пластическая деформация, полосы Чернова-Людерса, текстура, функция распределения ориентировок, метод корреляции цифровых изображений

DOI 10.24411/1683-805X-2019-14008

Plastic flow in a Chernov-Luders band in ultrafine-grained steel 08G2B

V.M. Farber1, A.N. Morozova2, V.A. Khotinov1, M.S. Karabanalov1, and G.V. Shchapov1

1 Ural Federal University named after B.N. Yeltsin, Yekaterinburg, 620002, Russia 2 Mikheev Institute of Metal Physics UrB RAS, Yekaterinburg, 620108, Russia

The paper studies the plastic flow behavior of tensile specimens of ultrafine-grained steel 08G2B, which exhibits the strain aging effect, using the digital image correlation method, electron orientation microscopy, and microindentation. Standard flat tensile specimens were tested with a constant strain rate in the initial state (after controlled rolling) and controlled rolling + heating to 680°C for 30 min followed by air cooling. The appearance of Chernov-Luders bands in the specimen was observed at the strain degree 8 ~ 3%. Texture analysis and microidentification were carried out in different regions outside, at the front, and inside the Chernov-Luders band. It was shown that the plastic flow in the Chernov-Luders band leads to an increase in the microhardness and the appearance of new texture components such as {112}<111) and {001}<110).

Keywords: low-carbon steels, plastic deformation, Chernov-Luders bands, texture, orientation distribution function, digital image correlation method

1. Введение

Возрастающий интерес к исследованиям эффекта деформационного старения в сплавах на различной основе, в частности в низкоуглеродистых сталях, можно связать с влиянием деформационного старения на их функциональные свойства и появлением новых высокочувствительных металлофизических локальных методов, таких как корреляция цифровых изображений [1-

6]. Проявлению деформационного старения в сталях способствуют малый размер зерна, присутствие в твердом растворе атомов углерода и карбидообразователей, а также повышенная плотность дислокаций, закрепленных дисперсными частицами вторых фаз [7, 8]. Стали типа 08Г2Б (класса прочности Х80 (К65)) являются благоприятным объектом для изучения деформационного старения, поскольку в результате контролируемой про-

© Фарбер В.М., Морозова А.Н., Хотинов В.А., Карабаналов М.С., Щапов Г.В., 2019

катки с ускоренным охлаждением они имеют сверхмелкое зерно (~5 мкм), повышенную плотность дефектов в феррито-бейнитно/мартенситной структуре, закрепленных атмосферами углерода, дисперсными частицами цементита, специальных карбидов и меди, которые выделяются при охлаждении после контролируемой прокатки, дополнительного нагрева или вылеживании [8].

С помощью метода корреляции цифровых изображений удалось получить высокоточную информацию [9, 10] о строении полосы Чернова-Людерса (ПЧЛ) и величине компонент тензора деформации £у в ее отдельных зонах; об изменении величины и характера распределения £ у при расширении полосы Чернова-Людерса; о повороте полосы Чернова-Людерса относительно окружающих ее недеформированных областей образца при его нагружении.

Также метод корреляции цифровых изображений позволяет проследить распространение трещины непосредственно в процессе испытания. В работах [11, 12] этот метод применяется для получения количественных характеристик параметров зарождения и распространения усталостных трещин для анализа деформационного поведения в процессе циклического растяжения.

Исследования показали, что при росте полосы Чернова-Людерса в ней происходит заметное пластическое течение при непрерывном движении дислокаций и формирование преимущественных ориентировок кристаллов, что в локальных микрообъемах изучается методом ориентационной электронной микроскопии (EBSD).

Целью настоящей работы являлось исследование методами корреляции цифровых изображений, электронной ориентационной микроскопии и микроинденти-рования пластической деформации на фронте и в полосе Чернова-Людерса в сверхмелкозернистой стали 08Г2Б.

2. Материал и методика исследования

В качестве объекта исследования выбраны плоские образцы на растяжение толщиной 3 мм, шириной 20 мм, длиной рабочей части 60 мм стали 08Г2Б (0.08C, 1.87Mn, 0.043(Nb + Ti), 0.49Cu), вырезанные из середины листа толщиной 27.7 мм (рис. 1, а). Лист был получен по технологии безрекристаллизационной контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением [13]. Испытания на растяжение со скоростью e = 2.7 х xlO-4 с-1 проводились на машине Instron 8801, снабженной комплексом Strain Master для регистрации с видеосъемкой с частотой 30 кадр/с, построения и анализа полей компонент тензора деформации £j вдоль любого направления относительно оси нагружения образца методом корреляции цифровых изображений [6]. Рассматривались поля компонент тензора деформации еуу, £xy и распределение компоненты г^ по длине образца.

Изучались образцы в двух состояниях: исходном (после контролируемой прокатки) и после контролируемой прокатки и нагрева на 680 °С (t = 30 мин) с охлаждением на воздухе. В результате такой термообработки матрица стали становилась полностью ферритной, т.к. имеющийся после контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением бейнит/мартенсит (~30 %) претерпевал полный распад [14]. В стали сохранялась унаследованная от горячей прокатки ультрамелкозернистая структура с повышенной плотностью дислокаций, закрепленных частицами цементита и специальных карбидов [8]. Эти дисперсные выделения начинают растворяться или коагулировать при нагреве и выдержке при 680 °С, что приводит к повышенному содержанию углерода в твердом растворе. При последующем замедленном охлаждении на воздухе при прохождении интервала температур 300-100 °С избыточные атомы углерода

Чернова-Людерса

Исследованный участок

Середина ПЧЛ

2-3

Фронт 2-2

ПЧЛ i У-1

У

0

Область вне ПЧЛ

Рис. 1. Схема вырезки плоских образцов на растяжение

вновь оседают на дислокациях в виде свежих выделений цементита или атмосфер.

В стали возникал эффект деформационного старения, что проявлялось в появлении на диаграммах растяжения сравнительно небольшой по протяженности площадки текучести, а на полях изображения компонент деформации е j двух пересекающихся полос Чернова-Людерса (рис. 1, а, б).

Растяжению подвергали два образца: первый вплоть до разрушения для отыскания положения площадки текучести и общей картины деформации; у второго образца деформация прекращалась при достижении площадки текучести 8 = 3 %.

Схема вырезки образца для текстурного анализа, а также исследованные области показаны на рис. 1, в. Они выбраны на 1/4 ширины образца, чтобы избежать непосредственного попадания в область пересечения полос Чернова-Людерса. Текстурный анализ областей 1, 2-1, 2-2, 2-3, 3 проводился методом дифракции отраженных электронов (EBSD) на двулучевом электронно-ионном микроскопе ZEISS CrossBeam AURIGA с программно-аппаратным комплексом регистрации и анализа картин дифракции обратно рассеянных электронов Nordlys HKL Channel 5. В работе приведены сечения функции распределения ориентировок при угле ф2 = = 45°, т.к. в этом сечении находится большинство ориентировок, характерных для деформации ОЦК-металлов [15]. Измерения микротвердости проводились пирамидой Виккерса при нагрузке 9 Н с регистрацией диаграммы вдавливания на микротвердомере CSM MHT.

3. Результаты эксперимента и их обсуждение

3.1. Строение полосы Чернова-Людерса

Анализ картин полей деформации е ^ и профилей (кривых) е^ -Lo6p (рис. 2, а, б) показывает, что у полосы Чернова-Людерса можно выделить три зоны: активную, релаксационную и периферийную [9, 10].

В активной зоне (АЗ) наблюдается концентратор деформации (напряжений) в виде белого пятна на картинах полей деформации, где деформация выше максимальной, которую удалось количественно оценить в г-й момент растяжения образца (рис. 2, а). Зоны, объединенные одним концентратором деформации, образуют очаг пластической деформации, окаймленный общей кривой на зависимости е ^ - Lo6p (кривая на рис. 2, а). Куполообразная активная зона окружена релаксационными зонами (РЗ), где на профилях е ^ - Lo6p имеется большой градиент Деyy/ALo6p у неподвижного фронта (правый участок на рис. 2, а).

В активной и релаксационной зонах дислокации подвижны, избыточные вакансии свободны — их разблокировка произошла ранее в периферийной зоне (ПЗ), которая непосредственно контактирует с недеформи-руемой областью образца (рис. 2, а).

За положение фронтов полосы Чернова-Людерса в рассматриваемый момент растяжения образца примем области, где е ^ = 0. Важно, что вблизи этих областей компонента е имеет большие максимумы противоположного знака (на рис. 2, б в точке А е > +0.3 %, в точке А' е > -0.3 %), имеющие дипольно-шахматное расположение. При расширении полосы Чернова-Людерса эти максимумы всегда остаются на ее поверхности. Вероятно, они отражают скручивание полосы вокруг оси растяжения.

3.2. Исследование микротвердости

Пластическая деформация внутри полосы Чернова-Людерса при ее образовании и распространении приводит к накоплению дислокаций и, соответственно, к упрочнению. Это следует из прироста микротвердости Ну на ~25 ед. (рис. 2, в). На кривой Ну = f (Д,6р), проходящей по трассе 1-1 (рис. 2, б), также обнаруживаются пики и небольшие колебания, обусловленные неоднородностью структуры металла.

По зависимости

HVU = 1.3е + 260,

установленной в [16] для деформированных образцов данной стали, Ну = 285 соответствует степени деформации в полосе Чернова-Людерса епчл = 15 %. В то же время по диаграмме ст-8 в рассматриваемый момент растяжения

8 = М/А,бр =3.5%,

где АЬ — прирост длины образца с рабочей частью ^бр = 60 мм.

Несоответствие между этими значениями устраняется при учете того, что на площадке текучести удлинение образца АЬ происходит исключительно за счет пластического течения в полосе Чернова-Людерса. Поэтому оценку величины деформации в полосе Чернова-Лю-дерса 8ПЧЛ необходимо проводить по уравнению

8пчл =а-^Апчл ,

где Ьпчл — ширина полосы Чернова-Людерса вдоль оси растяжения.

Согласно рис. 2, а, Ьпчл = 15 мм, что при подстановке в уравнения (2) и (3) дает величину 8ПЧЛ = 14 %, которая близка к 8ПЧЛ, найденной по изменению микротвердости. Причем, по наблюдениям методом корреляции цифровых изображений деформация в каждой точке полосы Чернова-Людерса в ходе ее распространения постепенно возрастает [10].

3.3. Исследование текстуры

Анализ микроструктуры [8] и EBSD-карт показал, что в образце исследованной стали после контролируемой прокатки имеется ярко выраженная полосчатость и формируется четко выраженная многокомпонентная текстура [16, 17].

HV,,

290-

270 -

250

230

1 ¡ ПЧЛ J |\ / \ 1 ¡ Вне ПЧЛ 1 1

7 1 \ / i \v х^У i i i i i i Область 2-3 | Область 2-2 1 1 1 Область 2-1 1

'Фронт ПЧЛ

И

67

68

69

70

71

72 ¿обр, мм

Рис. 2. Картины полей деформации и соответствующий профиль по трассе I-I: компоненты еyy

Рис. 3. EBSD-карты исследованных участков образца

Вне полосы Чернова-Людерса (область 2-1 на рис. 3, а) полосы имеют ширину от 150 до 400 мкм, их наклон к оси растяжения образца равен ~60°. Внутри полосы Чернова-Людерса (область 2-3 на рис. 3, б) также имеется полосчатость металла, полосы шириной от 100 до 200 мкм наклонены к оси растяжения под углом ~80°. Таким образом, в полосе Чернова-Людерса по сравнению с недеформированными областями происходит утонение полос, смена их ориентировки (показано пунктиром) и измельчение структурных элементов с одной ориентировкой (цветом).

При растяжении плоских образцов установлено, что прочностные (ст02, ств) и пластические (8р, 8) свойства поперек направления прокатки выше, чем вдоль на ~20 МПа и ~4 %, соответственно. Это, несомненно, связано с влиянием исходной текстуры (после контролируемой прокатки) на текстуру последующей холодной деформации.

При сравнении карт разориентировки участков вне полосы Чернова-Людерса (область 1, рис. 3, в) и в активной зоне полосы (область 3, рис. 3, г) видно, что внутри полосы преобладают компоненты текстуры

близкие к направлению (001), тогда как в областях вдали от полосы преобладают компоненты (101). Также внутри полосы Чернова-Людерса имеется россыпь зерен различной ориентировки (рис. 3, г).

На рис. 4, а представлены сечения функции распределения ориентировок при угле ф = 45° для горячекатаного листа и положение идеальных ориентировок ^Ы}(иш>) (рис. 4, ж). Присутствуют текстурные компоненты {112}(110)...{113}(110), ориентационная плотность которых более чем в 20 раз превышает ориента-ционную плотность в бестекстурном образце, а также две слабые симметричные компоненты {112}(113) с ориентационной плотностью около 4 ед. Для простоты описания обозначим данную исходную текстуру прокатки как тип I.

С целью изучения текстуры, формирующейся после нагрева на 680 °С, проводился анализ участка 1 (рис. 1, в), расположенного близи захватов образца и не испытавшего деформацию (рис. 4, б). Анализ структуры и EBSD-карт (рис. 3, а) показал, что в нем сохраняется полосчатость примерно на том же уровне, что и после контролируемой прокатки.

Ф1 >1 (001

0°{001}<120> {001}<010> {001}<120) 90° Ф? {001}<110>*-' « --» ',_,f{001}

{113}(110> {112}(110>

{111}(1Ю>

{1Ю}(110>

{ooi}(i3o) {ooi}(i3o) т {113}(361>

{112}(113>

{112}(351>

{111}(112> {111}<110>

• I

90°

{1Ю}(111>

,{112}

,{111}(112> l{554}(225) ,{332}(113>

>{110}<001)

25

. 24

t

г 23 i 7

I 6

i 5 i 4

5

! 3 >

2 i

0

Тип I, {112}(110)...{113}(110), I-3-

{112}

А Тип III, ВДОЛЬ ПЛОСКОСТИ

• Тип IV, {001}<110>

----а

После КП+УО

Тш = 680 °С Перед

Фронт Начало ПЧЛ

Середина ПЧЛ

Рис. 4. Сечение функции распределения ориентировок при ф = 45°: после контролируемой прокатки

По сравнению с горячекатаным состоянием, нагрев стали на 680 °С привел к образованию более размытых текстур с меньшей ориентационной плотностью (рис. 4, б). В структуре, помимо снижения ориентационной плотности компонент типа I, появляются компоненты {332} (023)... {332}(133), у которых максимальные значения функции распределения ориентировок лежат в диапазоне значений 3-4 ед. Также происходит перераспределение компонент и появляется обособленная компонента в области ± 10°-15° от направления (110) плоскостей {112}, {113}, при появлении компонент текстуры

{113}(361) и {112} (351) с ориентационной плотностью около 5-6 ед. Обозначим новые компоненты текстуры, сформировавшиеся после нагрева на 680 °С, как тип II.

Появление перед фронтом полосы Чернова-Людерса малых по величине (~3 ед.) текстурных компонент типа III вдоль плоскости (111) можно связать с небольшой деформацией в этой области, вызывающей соответствующий разворот кристаллов. На этом же уровне она сохраняется в полосе Чернова-Людерса. Здесь наиболее ярким моментом является появление компоненты

типа IV. На фронте полосы Чернова-Людерса ее интенсивность всего ~2 ед., но она заметно возрастает при смещении вглубь полосы, достигая ~6 ед. в середине полосы. Это позволяет полагать, что именно компонента текстуры {001}(110) отражает пластическое течение в полосе Чернова-Людерса, сосредоточенное в одной системе скольжения, которое тождественно первой стадии деформации монокристалла [18].

По данным рентгеноструктурного анализа аксиальная текстура растяжения возникает только в тех случаях, когда образец испытывает существенное сужение, т.е. на сосредоточенной стадии деформации [15], а при растяжении образца в пределах равномерной стадии в нем формируется многокомпонентная текстура прокатки.

Таким образом, в полосе Чернова-Людерса по сравнению с недеформированными областями происходят утонение полос, смена их ориентировки (показано пунктиром) и измельчение структурных элементов с одной ориентировкой (цветом). На фронте полосы Чернова-Людерса (область 2-2, рис. 4, г) наблюдается снижение ориентационной плотности всех исходных компонент текстуры типа I—III, присущих области 2-1. На функции распределения ориентировок фиксируется текстура прокатки {112}(П0) с плотностью 5 ед. На участке 2-3 (рис. 4, д) происходит усиление интенсивности текстурной компоненты типа IV {001}(110) до 3 ед., ослабевает текстура типа III и появляются две обособленные компоненты вблизи {112}(351) и {1П}(112). Функция распределения ориентировок в области 3 (в середине полосы Чернова-Людерса) схожа с функцией распределения ориентировок на участке 2-3, однако увеличивается до 6-7 ед. ориентационная плотность текстурной компоненты {001 }<110) типа IV. Суммарная картина преимущественных ориентировок в исследованных образцах и в отдельных областях полосы Чернова-Людерса показана на рис. 4, з.

4. Заключение

Полученные в настоящей работе данные методами корреляции цифровых изображений, ориентационной электронной микроскопии, микроидентирования являются однозначными экспериментальными доказательствами протекания пластической деформации в растущей полосе Чернова-Людерса. Если компоненты тензора деформации г^, оцениваемые по смещению элементов поверхности, сравнительно невелики (несколько процентов), то общая деформация в полосе Чернова-Людерса даже в начале ее роста составляет >10 % и непрерывно увеличивается, судя по росту г^, на всем протяжении деформации Людерса [10]. Отсюда следует, что необходимым условием движения фронтов полосы Чернова-Людерса (расширение полосы) является непрерывное возникновение и движение дислокаций и вакансий внутри полосы под действием одного концент-

ратора напряжения (деформации), расположенного внутри полосы.

5. Выводы

Показано, что в стали 08Г2Б с ультрамелким зерном (dg = 5 мкм) деформация в полосе Чернова-Людерса в начале ее расширения достигает ~14 %. На этой стадии растяжения образца распределение продольной компоненты тензора деформации е^ по длине образца (е-Lo6p) в полосе Чернова-Людерса имеет форму ассиметричного пика с максимумом е^ в середине полосы и большим градиентом ДеALo6p у неподвижного фронта. У компоненты сдвиговой деформации е на периферии полосы Чернова-Людерса формируются четыре дипольно-шахматно расположенных максимума различного знака, отвечающих за скручивание полосы вокруг оси растяжения.

Установлено, что трансляционно-ротационный характер пластического течения в полосе Чернова-Лю-дерса приводит к сохранению компонент текстуры {П2}(П0)...{113}(П0) и {112}(113), унаследованных металлом от горячей деформации, и появлению новых компонент {112}(111) и {001}< 110). От периферии к середине полосы Чернова-Людерса интенсивность компоненты {001}(110) возрастает в ~2.5 раза, тогда как величина других компонент полосы Чернова-Людерса остается примерно на одном уровне.

Литература

1. Криштал М.М. Неустойчивость и мезоскопическая неоднородность пластической деформации (аналитический обзор). Часть II. Теоретические представления о механизмах неустойчивости пластической деформации // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - № 5. -C. 31-45.

2. Han J., Lu C., Wu B., Li J., Li H., Lu Y., Gao Q. Innovative analysis of Luders band behavior in X80 pipeline steel // Mater. Sci. Eng. A. -2017. - V. 683. - P. 123-128.

3. Zhang Y., Ding H. Ultrafine also can be ductile: On the essence of Luders band elongation in ultrafine-grained medium manganese steel // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 733. - P. 220-223.

4. Hosseini S., Heidarpour A., Collins F., Hutchinson C.R. Effect of strain

ageing on the mechanical properties of partially damaged structural mild // Construct. Build. Mater. - 2015. - V. 77. - P. 83-93.

5. Зуев Л.Б., Данилов В.И., Баранникова С.А. Физика макролокализации пластического течения. - Новосибирск: Наука, 2008. - 328 с.

6. Вильдеман В.Э., Третьяков М.П., Третьякова Т.В., Бульбович Р.В.,

Словиков С.В., Бабушкин А.В., Ильиных А.В., Лобанов Д.С., Ипа-това А.В. Экспериментальные исследования свойств материалов при сложных термомеханических воздействиях. - М.: Физматлит, 2012. - 204 с.

7. Фарбер В.М., Селиванова О.В., Хотинов В.А., Полухина ОН. Деформационное старение в сталях: Учебное пособие. - Екатеринбург: УрФУ, 2018. - 72 с.

8. Арабей А.Б., Фарбер В.М., Пышминцев И.Ю., Глебов А.Г., Селиванова О.В., Лежнин Н.В., Баженов В.Е. Микроструктура и дисперсные фазы трубных сталей класса прочности Х80 для магистральных газопроводов.// Изв. вузов. Черная металлургия. - 2012. -№ 1. - С. 30-37.

9. Фарбер В.М., Полухина О.Н., Вичужанин Д.И., Хотинов В.А., Смирнов С.В. Исследование пластической деформации до и на

площадке текучести стали 08Г2Б методом корреляции цифровых изображений. Часть I. Формирование пластической и упругой волн деформации // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2019. - № 5. - С. 9-14.

10. Фарбер В.М., Полухина О.Н., Вичужанин Д.И., Хотинов В.А., Смирнов С.В. Исследование пластической деформации до и на площадке текучести стали 08Г2Б методом корреляции цифровых изображений. Часть II. Функционирование каналов течения и зон в них // Металловедение и термическая обработка металлов. -2019. - № 7. - С. 9-14.

11. Панин В.Е., Панин С.В., Почивалов Ю.И., Смирнова А.С., Ере-минА.В. Структурно-масштабные уровни пластической деформации и разрушения сварных соединений высокопрочных титановых сплавов // Физ. мезомех. - 2018. - Т. 21. - № 4. - С. 33-44.

12. Еремин А.В., Смирнова А.С., Панин С.В., Почивалов Ю.И. Применение метода корреляции цифровых изображений для изучения процессов роста усталостной трещины в сварных соединениях титанового сплава ВТ23 // Дефектоскопия. - 2019. - № 5. - С. 37-45.

13. Эфрон Л.И. Металловедение в «большой» металлургии. Трубные стали. - М.: Металлургиздат, 2012. - 696 с.

14. Фарбер В.М., Селиванова О.В., Арабей А.Б., Полухина О.Н., Маматназаров А.С. Влияние термической обработки на комплекс механических свойств сталей класса прочности К65(Х80) // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2014. - № 8.-С. 53-55.

15. Губернаторов В.В., Соловей В.Д., Гервасьева И.В., Сычева Т.С., Вычужанин Д.И. Влияние скорости деформации при растяжении на текстурообразование при последующих прокатке и рекристаллизации электротехнической стали // ФММ. - 2012. - Т. 113. -№11. - С. 1080-1085.

16. Фарбер В.М., Хотинов В.А., Морозова А.Н., Селиванова О.В., Полухина О.Н., Карабаналов М.С. Исследование области долома в образцах Шарпи высоковязкой стали 08Г2Б // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2018. - № 6. - С. 11-15.

17. Архангельская А.А., Фарбер В.М., Конакова И.П. Рентгенографическое исследование тонкой структуры и текстуры стали 05Г2ДБ после контролируемой прокатки // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2014. - № 9. - С. 48-54.

18. Штремель М.А. Прочность сплавов. Деформация. - М.: МИСиС, 1999. - Ч. 2. - 384 с.

Поступила в редакцию 08.07.2019 г., после доработки 15.07.2019 г., принята к публикации 22.07.2019 г.

Сведения об авторах

Фарбер Владимир Михайлович, д.т.н., проф. УрФУ, farb.amo@r66.ru Морозова Анна Николаевна, к.т.н., снс ИФМ УрО РАН, amorozova@imp.uran.ru Хотинов Владислав Альфредович, к.т.н., доц. УрФУ, khotinov@yandex.ru Карабаналов Максим Сергеевич, к.т.н., доц. УрФУ, m.s.karabanalov@urfu.ru Щапов Геннадий Валерьевич, асп. УрФУ, hg-1994@mail.ru