Influence of cooling rate from the β-region on phase transformations in the Zr–2.5Nb alloy

全文:

ВВЕДЕНИЕ

Сплавы на основе циркония являются основными материалами для конструкционных и функциональных изделий, используемых в агрессивных условиях активной зоны реакторов на тепловых нейтронах. Их применение в атомной энергетике обусловлено оптимальными химическими и физико-механическими свойствами, в частности, низким сечением захвата тепловых нейтронов, а также хорошей коррозионной стойкостью в воде и пароводяной среде [1–6]. Помимо атомной промышленности цирконий и сплавы на его основе находят широкое применение в химической промышленности и медицине [7–10].

В настоящее время выделяют несколько проблем, возникающих в циркониевых сплавах, в частности, в сплаве с 2.5 мас. % Nb (Zr–2.5Nb) во время эксплуатации в активной зоне тепловых ядерных реакторов: радиационный рост и термическую ползучесть [11–13], низкую коррозионную стойкость в пароводяной смеси в условиях повышенных температур [14–16] и высокую склонность к наводораживанию, приводящую к образованию гидридных фаз и, соответственно, к охрупчиванию [17–19]. Указанные проблемы в циркониевых сплавах имеют тесную взаимосвязь с исходным структурно-фазовым состоянием материала в момент начала его эксплуатации [11, 15, 19].

Формирование структурно-фазового состояния при изготовлении изделий из циркониевых сплавов для ядерных реакторов предполагает многократные и разнообразные процессы деформационной, термодеформационной и термической обработок, в том числе нагрев в двух (α+β)- или однофазную β- области с последующим охлаждением при различных скоростях [20–24]. В результате происходит частичная или полная перекристаллизация сплава за счет α→β→α(α')-превращения по сдвиговому или диффузионно-контролируемому механизмам [22–28]. На практике в сплаве Zr–2.5Nb по окончанию технологических операций могут реализовываться различные структурно-фазовые состояния, включающие пластины мартенсита α'-фазы [1–3, 22–24], крупные пластины α-фазы в виде корзиночного плетения с дисперсными выделения β-фазы, между пластинами [2–4, 25–28], равноосные зерна α-фазы с мелкодисперсными выделениями β_Nb-фазы [4–6, 22–24].

Феноменологическая модель протекания мартенситного превращения, включающая элементы кристаллографического описания и основанная на механизме, предложенном Бюргерсом [29], приведена в работах [30, 31]. Мартенситное превращение протекает со скоростью распространения звука в материале и приводит к образованию метастабильной α'-фазы.

В работах [31–33] методами молекулярно-динамического моделирования показано, что ОЦК–ГПУ-переход в цирконии не является диффузионно-контролируемым, т. е. проходит со скоростью порядка скорости звука в две стадии: стадия более медленного развития нестабильности длинноволновых акустических фононов и стадия быстрого развития нестабильности коротковолновых фононов.

Важно отметить, что независимо от механизма превращения (сдвигового или диффузионно-контролируемого) ориентационное соотношение (ОС) Бюргерса: {110}β||{0001}α, <111>β||<1120>α практически всегда выполняется [1, 29, 34–36].

Реализация в соответствии с ОС многовариантного β→α'(α)-превращения (1 ориентировка β-фазы превращается в 12 ориентировок α'(α)-фазы, расположенных в пространстве ориентаций достаточно равномерно) не предполагает возникновение кристаллографической текстуры. При этом формирование кристаллографической текстуры в исходном текстурованном материале в результате двойной фазовой перекристаллизации α→β (1_α→6_β, при нагреве) и β→α'(α) (6_β→6×12=48_α, при охлаждении) является известным фактом. Возможный механизм сохранения текстуры показан в [37, 38]. Также факт структурно-текстурной наследственности при многократной фазовой перекристаллизации был хорошо продемонстрирован на примере сплава Ti–6Al–4V [37]. В работах [39–41] подобные факты текстурной наследственности в сталях и бронзах объяснены формированием зародышей новой фазы на кристаллографически упорядоченных границах, близких к границам решетки совпадающих узлов (РСУ), например, ∑3, ∑33 и др. Такие границы формируются в материале в результате предшествующей его деформации (между стабильными деформационными ориентировками) или в результате фазовых превращений, реализующихся в соответствие с ОС.

Понимание кристаллографических закономерностей возникновения локальных текстурных состояний в материале совместно с информацией о фазовом составе, форме и размерах зерен при фазовых превращениях в процессе термических обработок является основой для проектирования структуры материала или изделия для различных применений.

Настоящая работа посвящена изучению особенностей фазового β→α(α')-превращения в сплаве Zr–2.5Nb после охлаждения из высокотемпературной однофазной области с различными скоростями.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

Образцы прямоугольной формы (3.3×5.0× ×4.0 мм) из сплава Zr–2.5Nb, вырезанные из трубной заготовки, нагревали до температуры 930°С с последующей выдержкой в течение 30 мин для полной гомогенизации в однофазной β-области. Охлаждение материала производили в различных средах: в воде (>100°С/с), на воздухе (~15°С/с) и в печи (~0.1°С/с).

Исследования проводили на прямоугольных пластинах, вырезанных по плоскости, образованной осью и радиусом трубы, в нормальном направлении к оси трубы.

Образцы для ориентационных исследований с использованием дифракции обратнорассеянных электронов (electron back scatter diffraction – EBSD) готовили на установке двухструйной электрополировки Twin Jet (Fischione) в электролите 90% CH₃COOH + 10% HClO₄ при напряжении 22–25 В и пониженной температуре. Сканирующую электронную микроскопию выполняли при 20 кВ на TESCAN Mira3 LMU, оснащенном Nordlys Nano EBSD. Шаг сканирования составлял 0.2 мкм. Погрешность определения ориентации кристаллической решетки не превышала ±1° (в среднем ±0.5°).

Реконструкцию высокотемпературной исходной β-фазы проводили с помощью программы AZtech Crystals. В работах [42–46] представлены методы восстановления высокотемпературной фазы по кристаллографическим характеристикам мартенситной структуры (разориентации соседних реек мартенсита) при помощи EBSD. Возможность восстановления обусловлена кооперативной перестройкой конфигураций атомов при сдвиговых превращениях, где связь между исходной структурой и продуктами превращения прослеживается через ОС. Выполнение ОС приводит к появлению в новой структуре специальных строго определенных разориентаций, по наличию и количеству которых может быть проведено восстановление ориентации зерен родительской фазы [42]. Точность методов ограничивается количеством анализируемых элементов (пикселей) и, соответственно, временем вычислений [45]. При восстановлении β-зерна точность выполнения ОС Бюргерса составляла величину менее 10°.

Рентгеноструктурный анализ проводили на дифрактометре D8 ADVANCE в излучении Kα Cu. Нагартованной слой удаляли электрохимическим травлением. Качественный фазовый анализ дифрактограмм проводили в программном обеспечении (ПО) DIFFRAC.EVA. Количественную оценку объемной доли фаз проводили по результатам обработки дифракционных картин в ПО DIFFRAC.TOPAS по соотношению интегральной интенсивности линий выбранной фазы относительно общей интенсивности. Погрешность измерения для объемной доли α- и β-фаз составила ±1.0%.

Параметры кристаллической решетки α_Zr-фазы определяли по дифракционным максимумам {006} (2θ ~127°) и {205} (2θ ~136°). Погрешность измерения для параметра “а” составила менее ±0.0001 нм, для параметра “с” – ±0.0001 нм.

Также по уширению (B) дифракционных максимумов {006} и {205} определяли уровень микронапряжений для α_Zr-фазы. Погрешность для величины микронапряжений составила ±10%.

Параметр кристаллической решетки β_Zr-фазы был рассчитан по дифракционным максимумам {110}, {200}, {211}, {220}, {310}, {222} с использованием функции Нельсона–Райли [47]:

$\mathrm{\varphi }\left(\mathrm{\theta }\right)=\frac{1}{2}\times \left(\frac{{\cos }^2\mathrm{\theta }}{\mathrm{\theta }}+\frac{{\cos }^2\mathrm{\theta }}{\mathrm{sin\theta }}\right)$, (1)

где ф(θ) – функция экстраполяции Нельсона–Райли, θ – угол между падающим лучом и кристаллографической плоскостью. Погрешность измерения параметра решетки β_Zr-фазы составила менее ±0.0001 нм.

Содержание Nb в β_Zr-фазе (С_Nb-β) оценивали по изменению параметра решетки a_β по формуле [47–50]:

С_Nb-β = (a_Zr – a_β)/(a_Zr – а_Nb)×100 ат.%, (2)

где а_Zr – параметр решетки нелегированного β-Zr, равный 0,3590 нм, а_β – параметр решетки экспериментально полученной β-фазы, а_Nb – параметр решетки Nb, равный 0.3303 нм. Параметры решетки для чистых элементов взяты из коммерческого программного обеспечения в виде базы данных для рентгеноструктурного анализа Powder Diffraction File версии 2.0, 2023 года.

Абсолютная погрешность для содержания Nb в β-фазе составила менее ±0.4 ат. %.

РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Анализ равновесной фазовой диаграммы Zr–Nb для сплава Zr–2.5Nb при бесконечно медленном охлаждении из β-области [2, 5, 6] показывает следующую последовательность изменения фазового состояния материала. При температуре начала полиморфного превращения (Т_пп) 830–840°С начинается выделение кристаллитов α_Zr-фазы с постепенным замещением β_Zr-фазы. Охлаждение в двухфазной α+β-области до температуры нонвариантного превращения (Т_н) приводит к обогащению оставшейся β_Zr-фазы по Nb до значения, соответствующего точке нонвариантного превращения (около 18.5 мас. %). При достижении температуры 620–630°С происходит нонвариантное превращение обогащенной β_Zr-фазы в смесь α_Zr- и β_Nb-фаз. Содержание Nb в последней составляет более 90 мас.%.

Исходное структурное состояние образцов до термической обработки характеризовалось наличием зерен α_Zr-фазы, несколько вытянутых в направлении деформации, кристаллитов α(α')_Zr-фазы пластинчатой морфологии, а также светлыми прослойками, вероятно β_Zr-фазы (рис. 1а, 1б). Представленная микроструктура сплава Zr–2.5Nb соответствует его горячей деформации в α+β-области с последующим сравнительно медленным охлаждением [5, 6].

 

Рис. 1. Микроструктура сплава Zr–2.5Nb в исходном состоянии и после различных режимов охлаждения (СЭМ, отраженные электроны): а, б – исходное состояние; в, г – охлаждение в воде; д, е – на воздухе; ж, з – в печи.

 

Микроструктуры образцов, охлажденных с различной скоростью из высокотемпературной β-области, имеют как общие черты, так и значительные отличия (рис. 1в–1з). Наибольшее сходство наблюдается между образцами, охлажденными в воде и на воздухе. Структура указанных образцов состоит из отдельных крупных и наборов дисперсных пластин α'(α)-фазы, иногда характеризующихся заостренным основанием (рис. 1в–1е). В образце, охлаждение которого проходило на воздухе, между пластинами α'(α)-фазы наблюдались тонкие светлые прослойки, схожие с теми, что фиксировались в исходной микроструктуре (рис. 1е). Структурное состояние образца, охлажденного в печи, характеризовалось крупными пластинами α-фазы с близкими размерами и более гладкими границами в основании, а также хорошо видимыми прослойками второй фазы, предположительно β_Zr-фазы (рис. 1ж, 1з).

Проведенный ориентационный анализ (EBSD) показал, что в исходном состоянии наблюдалась структура, состоящая из зерен α_Zr-фазы, вытянутых вдоль направления деформации и кристаллитов пластинчатой морфологии близких размеров и ориентации, а также межзеренных прослоек с ОЦК-решеткой – β_Zr-фаза (рис. 1а, б; рис. 2). Интересно отметить, что некоторые крупные зерна α-фазы, т. е. области, имеющие одну ориентацию (рис. 2б), на изображении в обратно рассеянных электронах характеризуются наличием полосового контраста, соответствующего рельефу поверхности в виде набора пластин, который предполагает сдвиговой характер происхождения указанных зерен (рис. 2а).

 

Рис. 2. Ориентационный анализ исходного состояния сплава Zr–2.5Nb: а – контраст в обратнорассеянных электронах; б – карта основных ориентаций в цветах обратной полюсной фигуры.

 

Результаты практически полного (до 99%) восстановления высокотемпературной структуры ОЦК-фазы с использованием ОС Бюргерса, характеризующейся близким размером зерен для всех термических обработок, однозначно подтверждают наличие доминирующей сдвиговой составляющей в механизмах фазовых превращений при всех скоростях охлаждения (рис. 3а, 3г, 3ж). Следует отметить различия в морфологии границ зерен после разных видов охлаждения образцов. Границы зерен после охлаждения в печи по сравнению с границами, зафиксированными после более высоких скоростей охлаждения, характеризуются более неравновесным состоянием – не являются плоскими (извилистые, зубчатые).

 

Рис. 3. Ориентационный анализ структуры сплава Zr–2.5Nb после различных режимов охлаждения: реконструкция высокотемпературных зерен β-фазы (а, г, ж), контраст дифракции обратнорассеянных электронов (б, д, з), карты основных ориентаций кристаллитов α-фазы (в, е, и); а, б, в – вода; г, д, е – воздух; ж, з, и – печь.

 

Охлаждение в воде привело к формированию крупных отдельных пластин α'_Zr-фазы шириной до 10–15 мкм и длиной, достигающей половины размера зерна бывшей высокотемпературной β-фазы (~50 мкм), а также мелкодисперсных ламелей α'_Zr-фазы, образующих пакеты (рис. 3б, 3в). Для образца, прошедшего охлаждение на воздухе, наблюдалось более равномерное распределение пластин α'_Zr-фазы по размерам (рис. 3д, 3е). Стоит отметить наличие крупных прослоек одной ориентации α'_Zr-фазы по границам бывшего высокотемпературного зерна β-фазы.

Локальный кристаллографический анализ для этих видов охлаждения показал, что в крупных ламелях α'_Zr-фазы наблюдаются дополнительные высокоугловые границы, формирующие колонии α'_Zr-фазы одинаковой ориентации, напоминающие по морфологии двойники. Часть пластин из таких колоний характеризуется углами разориентации близкими к 60° вокруг оси а_α и может быть классифицирована как двойники типа {1011}. Остальные пластины той же колонии характеризуются наличием углов разориентаций ~85° вокруг оси а_α и может быть классифицирована как двойники типа {1012}. Исходя из анализа полученной микроструктуры после охлаждения в воде и на воздухе можно сделать предположение, что между температурой начала β→α-превращения (Т_пп) и T_н образовывались α'-колонии, состоящие из относительно крупных чередующихся α'-ламелей с двойниковой разориентацией и более дисперсных пластин α'_Zr-фазы. Одновременное образование двойников разного типа, по-видимому, связано с компенсацией упругих напряжений при фазовом превращении β→α'_Zr [33].

Образец после охлаждения в печи характеризуется наличием так называемой структуры “корзиночного плетения” [1, 2] в виде “наслаивающихся” друг на друга пластин α_Zr-фазы с прослойками ОЦК-фазы, вероятно β_Zr-фазы, по их границам, (рис. 3з, и). Размеры всех пластин α_Zr-фазы значительно меньше размера высокотемпературного родительского зерна β-фазы. Это свидетельствует о том, что местами зарождения α-пластин во внутренних объемах высокотемпературного зерна β-фазы являются уже раннее сформированные ламели α_Zr-фазы, зарождение которых в свою очередь происходит на границах высокотемпературной фазы.

Для всех скоростей охлаждения в спектрах разориентаций межкристаллитных границ α'(α)-фазы наблюдаются интенсивные максимумы на углах близких к 60° и 90°, а также менее значительные пики на углах около 10°, 30° и 73°. Наличие в спектрах сложного составного пика на 60°, а также пиков на 10º и 90° полностью соответствует теоретически рассчитанным [51] и экспериментально подтвержденным [52, 53] ГПУ-структурам, образовавшимся при ОЦК→ГПУ-превращении по сдвиговому механизму в соответствии с ОС Бюргерса. Важно отметить, что все границы между α'(α)-кристаллитами, находящиеся внутри исходных β-зерен, практически точно соответствуют “бюргеровским” границам (отклонение меньше 1°).

Ориентационный анализ (EBSD) во всех исследуемых образцах позволил выявить наличие β-фазы: при охлаждении в воде не более 0.2 об. %, на воздухе не более 0.3 об. %, в печи не более 2.4 об. %. Следует отметить, что результаты ориентационного фазового анализа малых областей, находящихся на стыке кристаллитов основной фазы, т.е. в наиболее трудно идентифицируемых местах, не могут быть использованы для достоверного определения объемной доли дисперсных выделений. Однако с учетом того, что при ориентационном анализе при любых процедурах обработки изображений не возникают “новые” ориентировки, данные EBSD могут быть использованы для анализа взаимных разориентаций между соседствующими фазовыми составляющими.

Для всех образцов наблюдаются качественно схожие спектры угловых отклонений межфазных границ β/α'(α) от “бюргерсовских” разориентаций (рис. 4). Во всех спектрах наблюдаются пики на углах 0°, ~30°, ~35°, ~42°. Пик на 42° соответствует ситуации, когда ориентации соседствующих кристаллитов α′(α)- и β-фаз в углах Эйлера практически совпадают. Данная ситуация, по всей видимости, является ошибочной, возникающей при использовании преобразования Хафа. В случае ошибочной идентификации фазы α'(α) вместо β или наоборот между кристаллитами α'(α)- и β-фаз должны возникать отклонения от точного ОС на углы ~45°, соответствующие минимальным разориентациям описываемым ОС. В работе [54] показаны подобные ошибочные случаи определения отдельных выделений фаз и их ориентаций при проведении методом EBSD γ/α-фазового анализа в сталях.

 

Рис. 4. Спектры углов разориентаций кристаллитов α'(α)-фазы (а, в, д) и углов отклонений межфазных границ α'(α)/β от ОС Бюргерса (б, г, е): а, б – после охлаждения в воде; в, г – после охлаждения на воздухе; д, е – после охлаждения в печи.

 

Одной из вероятных причин появления наблюдаемых отклонений межфазных границ β/ α'(α) от “бюргерсовских” разориентаций (рис. 4) является наличие большой сдвиговой компоненты деформации при фазовых превращениях, которая приводит к переориентации как α'(α)-, так и зерен β-фазы и повышению плотности дислокаций в них. Это приводит к отклонениям от точных ОС Бюргерса, а также к возможности ошибочной идентификации фаз, дающей дискретный набор разориентировок. Действительно, при большой скорости охлаждения (вода, воздух) спектры отклонений от ОС Бюргерса имеют максимальное искажение. При медленном охлаждении ОС Бюргерса выполняются практически точно (рис. 4е).

Рентгеновский фазовый анализ образцов сплава Zr–2.5Nb в целом подтвердил результаты ориентационной микроскопии (рис. 5, табл. 1). В случае образца, охлажденного в воде, наличие β_Zr-фазы не выявлено (рис. 5б). Важно отметить значительные расхождения в параметрах решетки α'-фазы в образцах, закаленных в воду, и α-фазы в образцах, охлажденных с печью. Очевидно, расхождения в параметрах решетки свидетельствует о наличии в α'-фазе при сдвиговом превращении термодинамически неравновесной концентрации атомов Nb и микронапряжений (табл. 1).

 

Рис. 5. Дифрактограммы образцов сплава Zr–2.5Nb после различных режимов охлаждения: а – в исходном состоянии; б – в воде; в – на воздухе; г – в печи.

 

Таблица 1. Результаты рентгеноструктурного анализа

Образец	Параметр решетки αZr-фазы, нм		Параметр решетки βZr-фазы, нм	Микронапряжения, угл. мин.		Содержание фаз, об. %		Содержание Nb в βZr-фазе, ат. %
	а	с	а	В205 (136˚)	В006 (127˚)	αZr-фаза	βZr-фаза
Исходный	0.3228	0.5146	0.3520	77±8	76±8	97.5±0.2	2.5±0.2	24.4±0.4
После охлаждения в воде	0.3223	0.5146	–	79±8	77±8	100	–	–
После охлаждения на воздухе	0.3232	0.5149	0.3536	58±6	74±8	96.0±0.2	4.0±0.2	18.8±0.4
После охлаждения в печи	0.3233	0.5150	0.3514	25±3	31±3	89.1±0.6	10.9±0.6	26.5±0.4

 

При охлаждении образцов на воздухе и в печи наблюдается двухфазное α+β-состояние. Доля β_Zr-фазы в сплаве для указанных образцов показывает сильную зависимость количества ОЦК-фазы от скорости охлаждения. Содержание Nb в β_Zr-фазе варьируется от 18.8 до 26.4 ат.% и близко по составу к точке нонвариантного превращения, по сравнению с концентрацией Nb в β_Nb-фазе, формирующейся в результате нонвариантного превращения (~90 ат.%) в соответствии с равновесной диаграммой состояния. По всей видимости в процессе охлаждения ниже Т_пп идет выделение α-пластин в существующих зернах β-фазы. Вблизи температуры Т_н из оставшейся β-фазы происходит образование смеси α- и β_Zr-фаз, при этом в случае более медленного охлаждения (в печи) происходит дальнейшее обогащение ОЦК-фазы по Nb до ~26 ат.%. Результаты настоящей работы по скоростям охлаждения в воде и в печи практически повторяют результаты, полученные в [28].

Результаты проведенных исследований позволяют предложить следующий механизм формирования структуры в сплаве Zr–2.5Nb вне зависимости от скорости охлаждения. При охлаждении в момент достижения системой Т_пп в β-твердом растворе начинается выделение первых (наиболее крупных) пластин α'(α)-фазы по механизму сдвиговой перестройки ОЦК→ГПУ-решетки, дополненной направленными перескоками атомов. Очевидно, что трансформация кристаллической решетки сопровождается выделением энергии, т. е. локальная область вокруг пластины разогревается, приблизительно до температуры ≤ Т_пп. Если время пребывания при повышенной температуре данной локальной области материала оказывается достаточным для развития диффузионных процессов, то происходит некоторое перераспределение Nb между α'(α)- и β-фазами.

Дальнейшее быстрое охлаждение системы приводит к образованию вторичных и даже третичных пластин α'-фазы, местами зарождения которых являются границы ранее выделенных пластин. Очевидно, что при достаточности времени также возможно перераспределение Nb между α'- и β-фазами.

В случае сравнительно медленного охлаждения системы α-фаза образуется в виде пакетов, состоящих из крупных пластин близких ориентаций, разориентация между которыми составляет не более 10°. Данные пакеты растут до столкновения друг с другом.

Границы между кристаллитами α'(α)-фазы, образовавшимися в пределах одного β-зерна, являются кристаллографически обусловленными, соответствующими ОС Бюргерса. По своей структуре такие границы соответствуют “кристаллической решетке” исходной β-фазы. Поскольку система находится в области между Т_пп и Т_н, предполагающей равновесие между α- и β-фазами на данных границах происходит формирование вторичной β_II-фазы по механизму сдвиговой перестройки ГПУ→ОЦК-решетки, дополненной направленными перескоками атомов. При этом β_II-фаза должна находиться с обоими α-соседями в Бюргеровских разориентациях, то есть соответствовать исходной ориентации β-фазы, поскольку последняя является единственной, удовлетворяющей данному условию. Процесс должен идти с поглощением тепла, т. е. при возникновении вторичной β-фазы (β_II) система локально понижает свою температуру стремясь к Т_н. Очевидно, что процесс макропревращений β→α'(α)→β_II заканчивается при температуре Т_н практически в изотермических условиях. В случае достаточности времени β_II-фаза за счет диффузионного перераспределения элементов приобретает состав точки нонвариантного превращения. Таким образом, наблюдающаяся β-фаза является не сохраненной из высокотемпературной области, а выделившейся в процессе фазовых превращений по сдвиговому механизму на сформированных ранее α'/α'- или α/α-границах.

ВЫВОДЫ

Показано, что при существенных различиях в морфологических особенностях структурных состояний, обусловленных скоростями охлаждения, кристаллографически наблюдается практически одна и та же картина: полное совпадение спектров разориентаций межкристаллитных (α'/α' и α/α) и межфазных (α'/β и α/β)-границ.

Показано, что с понижением скорости охлаждения в структуре сплава наблюдается увеличение количества β-фазы, химического состава близкого к точке нонвариантного превращения (~ 20 ат. % Nb).

Сделано предположение, что при всех скоростях охлаждения фазовые превращения реализуются по одному и тому же механизму – сдвиговая перестройка решетки ОЦК↔ГПУ, сопровождающаяся направленными перескоками отдельных атомов.

Исследование выполнено за счет гранта Российского научного фонда № 23-29-00615, https://rscf.ru/project/23-29-00615/.

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

作者简介

V. Yarkov

Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin; JSC “Institute of Nuclear Materials”

Email: m.l.lobanov@urfu.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620002; Zarechny, Sverdlovsk region, 624250

V. Pastukhov

Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin; JSC “Institute of Nuclear Materials”

Email: m.l.lobanov@urfu.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620002; Zarechny, Sverdlovsk region, 624250

M. Zorina

Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin

Email: m.l.lobanov@urfu.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620002

S. Soloveva

Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin; JSC “Institute of Nuclear Materials”

Email: m.l.lobanov@urfu.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620002; Zarechny, Sverdlovsk region, 624250

A. Redikultsev

Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin

Email: m.l.lobanov@urfu.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620002

M. Lobanov

Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin; Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

编辑信件的主要联系方式.
Email: m.l.lobanov@urfu.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620002; Ekaterinburg, 620108

参考

补充文件