ВЛИЯНИЕ НАСЫЩЕНИЯ ВОДОРОДОМ И ОБЛУЧЕНИЯ ИОНИЗИРУЮЩИМ ИЗЛУЧЕНИЕМ НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО СПЛАВА Ti-6Al-4V

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Капцов Н.А. Электрические явления в газах и вакууме. -М.-Л.: Гостехиздат, 1950. - 836 с.

2. Райзнер Ю.П. Физика газового разряда. - М.: Наука, 1992. -535 с.

3. Физический энциклопедический словарь // Гл. ред. А.Н. Прохоров. - М.: Советская энциклопедия, 1983. - 928 с.

4. Высоковольтные электротехнологии // Под ред. И.П. Верещагина. - М.: Изд-во МЭИ, 2000. - 204 с.

5. Чередниченко В.С., Анышанов В.С, Кузьмин М.Г. Высоковольтные электротехнологии. - Новосибирск: Изд-во НГТУ, 2005. - 508 с.

6. Булгаков Ю.Ф., Кавера А.Л., Мазаненко В.П. Исследование влияния электрического поля на пламя // Горноспасательное дело. - 2005. - № 42. - С. 90-96.

7. Кавера А.Л. Исследование механизма воздействия электрического поля на пламя // Геотехнологии и управление производством XXI века: Сб. научных трудов II Междунар. научнопрактической конференции в г. Донецке, 2-3 октября 2007 г. -Донецк: ДонНТУ, 2007. - С. 98-108.

8. Кожаринов В.В., Зацепин Н.Н., Доморов Н.Е. Электроразрядный метод визуализации. - Минск: Навука и тэхника, 1986. - 134 с.

9. Трутнев Р.Н., Газиев Р.Р., Захаров Н.М. Диагностика конструкционных материалов методом газоразрядного фотографирования // Нефтегазовое дело. - 2006: http://www.ogbus.ru.

10. Ховатсон А.М. Введение в теорию газового разряда / Пер. И.И. Ивангина. - М.: Атомиздат. 1980. - 182 с.

11. Рот А. Вакуумные уплотнения. Пер. с англ. - М.: Энергия, 1971. - 464 с.

12. Воробьев А.А. Техника высоких напряжений. - М.: Госэнерго-издат, 1945. - 517 с.

13. Лисовский В.А., Яковин С.Д. Модифицированный закон Па-шена для зажигания тлеющего разряда в инертных газах // Журнал технической физики. - 2000. - Т. 70. - № 6. - С. 58-62.

14. Таблицы физических величин. Справочник. Под ред. акад. И.К. Кикоина. - М.: Атомиздат. 1976. - 1006 с.

15. 60 лет кафедре ТЭВН (ТВН). Под ред. проф. В.В. Лопатина. -Томск: ТПУ: http://www.tpu.ru/files/event/part2.pdf.

Поступила 07.04.2008г.

УДК 539.16.04:669.295:539.382

ВЛИЯНИЕ НАСЫЩЕНИЯ ВОДОРОДОМ И ОБЛУЧЕНИЯ ИОНИЗИРУЮЩИМ ИЗЛУЧЕНИЕМ НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО СПЛАВА Ti-6Al-4V

Н.Н. Никитенков, Е.Н. Кудрявцева, И.П. Чернов, Ю.И. Тюрин, Г.П. Грабовецкая*, Е.Н. Мельникова*

Томский политехнический университет E-mail: nikitenkov@fnsm.tpu.edu.ru *Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск E-mail: grabg@ispms.tsc.ru

На примере титанового сплава Ti-6Al-4V (ВТ-6) проведены исследования влияния насыщения водородом на деформационное поведение и механические свойства двухфазных титановых сплавов в субмикрокристаллическом состоянии в интервале температур 773...1023 К. Исследовано влияние режимов электронного облучения на выход водорода из субмикрокристаллического сплава Ti-6Al-4Vи стабильность его субмикрокристаллической структуры. Показано, что насыщение субмикрокристаллического сплава Ti-6Al-4V водородом до 0,24 мас % при температурах выше 773 К приводит к росту его пределов прочности и текучести в 2...3 раза и снижению величины деформации до разрушения в 1,5...2 раза. Установлено, что при облучении потоком электронов с увеличением плотности тока от 3 до 30 мкА-см-2 интенсивность выхода водорода сверхлинейно увеличивается до 20 раз, а при плотностях тока 25...30 мкА-см~2разогрев образца пучком достигает температур (более 673 К), приводящих к значительной рекристаллизации субмикрокристаллического состояния.

Ключевые слова:

Титановые сплавы, субмикрокристаллическое состояние, выход водорода, ионизирующее излучение.

Введение

Формирование субмикрокристаллических (СМК) структур металлов и сплавов в значительной мере улучшает их эксплуатационные характеристики. Однородную СМК структуру, согласно некоторым данным [1], можно получить методом, сочетающим предварительное насыщение водородом и горячую пластическую деформацию прессованием. Поскольку водород может влиять на хрупкость полученных СМК материалов, его необходимо удалить из сплава, причем желательно это сде-

лать при температурах ниже температуры рекристаллизации. В связи с этим представляет интерес разработка технологий холодного удаления водорода. Одной из таких технологий может быть радиационное воздействие, например, облучение материалов электронами с оптимальными энергией и плотностью тока. В связи со сказанным целью настоящей статьи являлось исследование выхода водорода и изменения структуры СМК сплава Т1-6А1-4У в зависимости от режимов облучения данного сплава.

Методика эксперимента

СМК структура в сплаве Ть6Л1-4У была получена методом, сочетающим обратимое насыщение водородом и горячую пластическую деформацию прессованием [1, 2]. Насыщение СМК сплава Т1-6Л1-4У водородом осуществляли путем нагревания в среде осушенного водорода при температуре 923 К. Содержание водорода в образцах измеряли кулонометрическим методом. Исследовались образцы размерами 0,2x5x20 мм с содержанием водорода 0,005; 0,08 и 0,24 мас. %.

Испытания на растяжение образцов были проведены на установке ПВ-3012М с начальной скоростью деформации 6,7-10-3 с-1 в интервале температур 293...1023 К. Перед измерениями механической шлифовкой и последующей электролитической полировкой с поверхности образцов удаляли слой толщиной около 100 мкм.

Облучение электронами с энергией Еэл=0,5...40 кэВ при плотностях тока на образце 7=3...30 мкА.см 2 проводилось при давлении 10-4 Па. Установка описана в [3, 4].

Содержание водорода в образцах до и после облучения электронами контролировалось методом термостимулированного газовыделения. Запись интенсивностей выхода водорода при электронном облучении и термостимулированном га-зовыделении осуществлялась с помощью программно-аппаратного комплекса, позволяющего управлять разверткой масс-спектрометра МХ-7304, проводить линейный нагрев образцов и осуществлять запись в файл значений температуры и интенсивностей выбранных линий масс-спектра (от 1 до 6 а.е.м.), со скоростью от 1 до 10 изм./с. Окончательная обработка результатов измерений проводилась с помощью пакета прикладных программ OriginPro 7.0 (OriginLab СошрогаИоп). Более подробно детали эксперимента изложены в [3-5].

Для определения количества водорода, удаленного из образцов в процессе облучения, была разработана следующая методика. Спектры термостимулированного газовыделения до и после облучения интегрировались, и доля удаленного водорода определялась из соотношения К=(11-12)/11, где 11 и

12 - величины, соответственно, интегралов (площадей под спектрами термостимулированного га-зовыделения) до и после облучения образцов. Полученные величины К на начальных этапах исследований сравнивались с величинами КМ=(СМ1-СМ2)/СМ1, где СМ1 и СМ2 - величины, соответственно, массовых содержаний водорода до и после облучения образцов. Оказалось, что величины К и Км совпадают с точностью до 5 %. Это позволило непосредственно определять содержание водорода, оставшегося после облучения электронами в образцах, и отказаться от кулонометрического и весового методов для определения количества водорода, удаленного из образцов в процессе облучения.

Результаты эксперимента

Типичное электронно-микроскопическое изображение микроструктуры сплава Ть6Л1-4У-Н (толщина фольги при съемке 100 нм), полученное с помощью просвечивающего электронного микроскопа ЭМ-125К, представлено на рис. 1. Видно, что сплав имеет однородную СМК структуру.

Рис. 1. Микрофотография субмикрокристаллического сплава TÍ-6AI-4V

На электронограммах такой структуры, записанной с площади 1,2 мкм2, наблюдается большое количество рефлексов, расположенных по окружности. Такой вид электронограмм свидетельствует о наличии большеугловых разориентировок между элементами структуры. На границах отдельных зерен присутствует полосчатый контраст, характер -ный для равновесного состояния границ зерен. Средний линейный размер элементов зеренно-субзеренной структуры составляет ~0,3 мкм.

Зависимости напряжения от деформации (кривые течения) при растяжении сплавов Ti^Al^V^ с различным содержанием водорода при температуре 973 К, полученные в приближении постоянства объема деформируемого материала, представлены на рис. 2.

Деформация, %

Рис. 2. Зависимость напряжения от деформации сплава Т1-6А1-4У с различным содержанием водорода при 973 К: 1) 0,005; 2) 0,08; 3) 0,24 мас. %

Видно, что в общем случае на кривых течения сплавов Ть6Л1-4У-Н наблюдаются две стадии упрочнения, стадия разупрочнения и стадия установившейся деформации. На кривых течения

1G6

сплавов Т1-6Л1-4У-0,24Н и Т1-6Л1-4У-0,08Н четко выделяется две стадии деформационного упрочнения: стадия интенсивного упрочнения на начальном участке кривой течения с увеличением степени деформации сменяется стадией с низким коэффициентом деформационного упрочнения, за которой следует стадия резкого разупрочнения.

Как видно из рис. 2 для сплава Т1-6Л1-4У-0,005Н характерно наличие стадии установившейся деформации, которая следует за стадиями упрочнения и слабого разупрочнения (рис. 2, кривая 1). Появление стадии установившейся деформации сопровождается увеличением пластичности сплава до ~500...600 %. Такой вид зависимости характерен для мелкозернистого (размер зерен 2...5 мкм) сплава Т1-6Л1-4У при сверхпластическом течении при температуре 1173 К [6]. Это свидетельствует о том, что формирование СМК структуры приводит к сдвигу температурного интервала проявления сверхпла-стичных свойств сплава Т1-6Л1-4У в область низких температур, по крайней мере, на 200 К.

Известно [7], что насыщение водородом сплава Т1-6Л1-4У до содержания 1,0 мас. % снижает температуру перехода до 973 К. Следовательно,

скопление водорода в локальных участках образца может инициировать образование в этих участках обогащенной водородом в-фазы и, как следствие, развитие неоднородной пластической деформации. Результатом этого будет локализация деформации на макроуровне и снижение величины деформации до разрушения.

Температурные зависимости пределов прочности стВ, текучести ст02 и деформации до разрушения 5 для СМК сплавов Т1-6Л1-4У-Н с различным содержанием водорода представлены на рис. 3.

Полученные зависимости показывают, что для всех исследуемых сплавов значения ств и ст02 с ростом температуры изменяются по кривой с минимумом при температурах 923...973 К. Аналогичная зависимость ств и ст0,2 от температуры наблюдается и для крупнозернистых титановых сплавов, насыщенных водородом [8]. Однако для титановых сплавов в крупнозернистом состоянии минимум на кривых зависимости ств и ст02 от температуры наблюдается при температурах на 200...250 К выше, чем для сплавов в СМК состоянии.

В работе [8] наличие и положение минимума на кривой зависимости ст02 от температуры в крупнозернистых титановых сплавах, насыщенных водородом, связывают с равной прочностью а- и в-фаз при заданном содержании водорода. Для СМК титановых сплавов увеличение ств и ст02 при температурах 973...1023 К обусловлено, по-видимому, началом роста СМК зерен. В пользу такого предположения свидетельствует тот факт, что после отжига в течение 1 ч при 973 К в сплаве Т1-6Л1-4У-0,005Н наблюдается частичная рекристаллизация [9].

Из анализа влияния водорода на прочностные характеристики СМК сплавов Т1-6Л1-4У-Н следует, что при температуре 773 К насыщение водородом в

пределах исследуемых содержаний практически не влияет на величины ств и ст02 (наблюдаемое увеличение или уменьшение значений ств и ст0,2 не более чем 10...20 %). В интервале температур 923...1023 К увеличение содержания водорода в СМК сплаве от

0,005 до 0,24 мас. % приводит к росту значений стви ст02 в 2...3 раза. Например, при температуре 923 К значение ст02 для сплавов Т1-6Л1-4У-0,005Н, Т1-6Л1-4У-0,08Н и Т1-6Л1-4У-0,24Н составляет соответственно 38, 71 и 111 МПа. Увеличение значений ств и ст02 с повышением содержания водорода в сплаве может быть связано с увеличением прочности в-фазы из-за растворения в ней водорода [8].

Т, К

Т, К

Рис. 3. Зависимость: а) пределов прочности; б) текучести; в)деформации до разрушения от температуры испытания сплава Т1-6Л!-4У с различным содержанием водорода: 1) 0,005; 2) 0,08; 3) 0,24 мас. %

Температурная зависимость деформации до разрушения 5 исследуемых СМК сплавов Т1-6Л1-4У-Н, как и зависимость ств и ст02 от температуры, имеет немонотонный характер. При повышении температуры испытания от 773 до 1023 К вначале наблюдается резкое возрастание величины 5, а затем - снижение. При этом величина 5 в интервале

температур 773...1023 К тем выше, чем ниже содержание водорода в сплаве.

£5 g О £5 счГ ^ £5 8 о со" « с\| т-

т СЭ Т— 1 1 ? Т т 11

о

л! л л

\ (200) р (211 )р

<Л) { 1 А ^ 2^

40 50 60 70

20, градус

Рис. 4. Участки дифрактограмм образцов сплавов Т-6Л!-4У с содержанием водорода 0,24 мас. %: 1) до и 2) после закалки от температуры 973 К

Рентгеноструктурные исследования сплава Т1-6Л1-4У-0,24Н после закалки при температуре 973 К показали, что при указанной температуре в сплаве по-видимому действительно имеет место увеличение объемной доли в-фазы, о чем свидетельствует увеличение интенсивности рефлексов на дифрактограмме (рис. 4, кривая 2).

О степени развития локализации деформации на макроуровне можно судить по величине коэффициента локализации деформации п, который определяется по формуле [10]:

П = 1/[(1 -/)(1 + 5)],

где / - сужение в шейке (месте последующего разрыва); 5 - деформация до разрушения.

Из сравнения значений п исследуемых сплавов видно (табл. 1), что насыщение водородом снижает устойчивость СМК сплава Т1-6Л1-4У к локализации деформации на макроуровне при повышенных температурах.

1. Сплав Т1-6Л1-4У в субмикрокристаллическом состоянии до облучения

2. После облучения 1 ч. 7=523 К

3. После облучения 1 ч. 7=573 К

Рис. 5. Электронно-микроскопическое изображение структуры сплава Т\-6Л!-4У до (1) и после (2, 3) облучения: а) светлопольное изображение; б) темнопольное изображение; в) гистограмма распределения относительного числа зерен по размерам

Таблица 1. Коэффициент локализации деформации сплавов Т1-6Л!-4У-Н при различном содержании водорода

Т, К Содержание Н2, мас. %

0,005 0,08 0,24

773 8,4 7,2 8,1

923 6,8 9,6 13

973 5,1 10,4 21

На рис. 5 показаны результаты электронно-микроскопических исследований тонких фольг, приготовленных из образцов сплава Т1-6Л1-4У до и после их облучения электронами. Показаны светло- и и темнопольное изображения, а также гистограммы распределения относительного числа зерен по размерам. Распределение по размерам зерен подчиняется нормально-логарифмическому закону (на гистограмме N/N0 - доля зерен с данным размером зерна к общему количеству зерен, d - размер зерен, dср - средний размер зерен). Видно, что для исходного образца содержание водорода - 0,24 мас. %, средний размер зерна - 0,085 мкм (рис. 5.1).

На рис. 5.2 и 5.3 продемонстрировано изменение структуры образцов по сравнению со структурой рис. 5.1 в зависимости от температуры образца при электронном облучении, напрямую зависящее от плотности тока первичного пучка.

У, уел- ед.

Рис. 6. Температурные зависимости газовыделения из образцов Т1-6Л!-4У до и после облучения электронами с энергией 40 кэВ с разными плотностями тока в течение 1 ч: 1) исходный образец; 2) J=10 мкА-см^2, Т,ш-523 К, 3) J=15 мкА-см-2, Т„=573 К, 4) J=20 мкА-см-2, Т,ш=653 К, 5) J=30 мкА-см-2, Тш>800 К

На рис. 6 показаны температурные зависимости (спектры) выделения водорода Н2 из насыщенных образцов СМК Т1-6Л1-4У до и после их облучения электронами в разных режимах. Зависимость 1 на рис. 6 соответствует исходному (не облученному) образцу, структура которого показана на рис. 5.1. Графики 2 и 3, рис. 6, соответствуют режимам облучения, после которых структура образца изменяется соответственно рис. 5.2 и 5.3. Из сравнения рис. 5.2 и 5.1 видно, что субмикрокристаллическая структура при облучении пучком электронов в течение 1 ч при температуре 523 К сохраняется, но средний размер зерен увеличивается с 0,085 до 0,17 мкм, т. е. в

2 раза. При повышении плотности тока, приводящему к повышению температуры до 573 К, содержание водорода в сплаве после 1 ч облучения уменьша-

ется до 0,13 мас. %. Средний размер зерен СМК структуры увеличивается до 0,21 мкм (рис. 5.3).

Из данных рис. 6 следует, что указанный режим облучения приводит к уменьшению содержания водорода от 0,24 до 0,17 мас. %. Режим облучения, соответствующий кривой 4 (рис. 6), приводит к укрупнению зерен до 0,8...1 мкм, т. е. структура при этом становится уже не СМК. Содержание водорода в образце после этого режима уменьшается всего лишь до

0.1.мас. %. Режим облучения, соответствующий кривой 5 (рис. 6), приводит к полной рекристаллизации (к укрупнению зерен до десятков мкм) и к значительному (до 90 %) обезгаживанию образца (содержание водорода в образце после облучения ~0,002 мас. %).

Таким образом, оптимальными параметрами облучения электронами, при которых возможно максимально эффективное обезгаживание сплава Т1-6Л1-4У с сохранением субмикрокристаллической структуры являются: давление в вакуумной камере при облучении образцов - 10-2 Па и ниже; оптимальная плотность электронного пучка (не требующая мер для охлаждения образца) - 20 мкА-см-2. Вместе с тем, использованные энергии облучения (от 0,5 до 40 кэВ) недостаточны для эффективного обезгаживания данного сплава. При указанных режимах облучения из данного сплава без его рекристаллизации в течении 1 ч удается удалить не более 50 % водорода, тогда как из образцов фольг палладия (не СМК) удаляется до 90 % водорода при более слабых плотностях тока и за меньшее время облучения [11].

Выводы

1. Методами механических испытаний и рентгеноструктурного анализа установлено, что насыщение субмикрокристаллического сплава Т1-6Л1-4У водородом до 0,24 мас. % при температурах выше 773 К приводит к росту пределов его прочности и текучести в 2...3 раза и снижению величины деформации до разрушения в

1.5... 2 раза. Наиболее вероятно это обусловлено образованием в процессе деформации в наиболее напряженных участках образца упрочненной водородом в-фазы и, как следствие, развитием неоднородной пластической деформации.

2. Исследования влияния плотности тока электронного пучка при облучении образца на выход водорода и структуру сплава Т1-6Л1-4У показали, что с увеличением плотности тока от

3 до 30 мкА-см-2 интенсивность выхода водорода увеличивается до 20 раз (сверхлинейно). Вместе с тем, при плотностях тока

25...30 мкА-см-2 разогрев образца пучком достигает температур (более 673 К), приводящих к значительной рекристаллизации субмикрокри-сталлического состояния.

3. Для эффективного обезгаживания данного сплава необходимо увеличить энергию электронного пучка хотя бы до 100 кэВ.

Работа выполнена благодаря поддержке РФФИ, гранты № 07-08-00300 и № 06-08-00662.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Мазуровский М.И., Мурзинова М.А., Салищев Г.А., Афони-чев Д.Д. Использование водородного легирования для формирования субмикрокристаллической структуры в двухфазных титановых сплавах // Металлы. - 1995. - № 6. - С. 83-88.

2. Грабовецкая Г.П., Мельникова Е.Н., Колобов Ю.Р. и др. Эволюция структурно-фазового состояния сплава Ti-6Al-4V в процессе формирования субмикрокристаллической структуры с использованием обратимого легирования водородом // Известия вузов. Физика. - 2006. - Т. 49. - № 4. - С. 86-91.

3. Тюрин Ю.И., Чернов И.П., Кренинг М., Баумбах Х. Радиационно-стимулированный выход водорода из металлов. -Томск: Изд-во Том. ун-та, 2000. - 263 с.

4. Никитенков Н.Н., Тюрин Ю.И., Чернов И.П., Скирнев-ский А.В. Исследования накопления водорода в циркониевом сплаве методом термостимулированного газовыделения // Известия Томского политехнического университета. - 2006. -Т. 309. - № 4. - С. 52-55.

5. Skirnevsky A.V., Nikitenkov N.N., Tyurin Yu.I., Chernov I.P., Cher-dantsev Yu.P., Leader А.М., Garanin G.V. Research of hydrogen accumulation in zirconium alloy depending on strain by thermodesor-

ption method // Известия вузов. Физика. - 2006. - Т. 49. - № 10.

- С. 269-271.

6. Кайбышев О.А. Сверхпластичность промышленных сплавов.

- М.: Металлургия, 1984. - 264 с.

7. Ильин А.А., Мамонов А.М. Температурно-концентрационные диаграммы фазового состава водородсодержащих многокомпонентных сплавов на основе титана // Металлы. - 1994. -№ 5. - С. 71-78.

8. Колачев Б.А. Водородная хрупкость цветных металлов. - М.: Металлургия, 1966. - 266 с.

9. Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., Гирсова Н.В., Мишин И.П. Эволюция структуры и деформационное поведение сплава ВТ-6 в процессе высокотемпературной ползучести // Физическая мезомеханика. - 2005. - Т. 8. - Спец. вып. - С. 75-78.

10. Пресняков А.А. Локализация пластической деформации. М.: Машиностроение, 1983. - 56 с.

11. Nikitenkov N.N., Tyurin Yu.I., Chernov I.P., Skirnevsky A.V., Lider А.М. Radiation-enhanced Yield of Hydrogen from Palladium // Известия вузов. Физика. - 2006. - Т. 49. - № 10. - С. 262-264.

Поступила 14.03.2008 г.

УДК 621.785:669.14.08.29

НАНОСТРУКТУРИЗАЦИЯ ПОВЕРХНОСТИ ТВЕРДОГО СПЛАВА TiC-NiCrAl ЭЛЕКТРОННО-ПУЧКОВОЙ ОБРАБОТКОЙ

Ю.Ф. Иванов, Ю.А. Колубаева, С.В. Григорьев, В.Е. Овчаренко*, Н.Н. Коваль

Институт сильноточной электроники СО РАН, г. Томск *Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск E-mail: yufi55@mail.ru

Проведена импульсная электронно-пучковая обработка и выполнены исследования фазового состава и дефектной субструктуры поверхности металлокерамического сплава состава TiC-NiCrAl. Выявлены закономерности и вскрыты механизмы эволюции фазового состава и дефектной субструктуры кристаллитов карбида титана и связующего материала, контролирующие эксплуатационные характеристики металлокерамики.

Ключевые слова:

Металлокерамика, твердые сплавы, электронно-пучковая обработка, фазовый состав и дефектная субструктура, механизмы упрочнения.

Введение

Улучшение служебных характеристик промышленных материалов путем изменения структурно-фазового состояния поверхностных слоев, недостижимое при традиционных способах термомеханической и химикотермической обработки, является одной из наиболее актуальных задач современного материаловедения [1-3]. Перевод в суб-микро- и нанокристаллическое состояние представляется на сегодняшний день наиболее универсальным и высокоэффективным способом качественного изменения механических и физико-химических свойств кристаллических материалов [4-6]. В настоящее время одним из перспективных методов формирования указанных структурных со-

стояний является электронно-пучковая обработка с использованием низкоэнергетических интенсивных электронных пучков субмиллисекундной длительности, позволяющая кардинальным образом модифицировать приповерхностные слои толщиной в десятки микрометров, практически не изменяя структурно-фазового состояния основного объема изделия [7-9].

В настоящей работе анализируются результаты, полученные при исследовании закономерностей эволюции фазового состава и дефектной субструктуры поверхностного слоя металлокерамического материала состава ТЮ-№СгЛ1, обработанного низкоэнергетическим интенсивных электронным пучком субмиллисекундной длительности воздействия.