Процессы распада метастабильной β-фазы в титановых сплавах переходного класса

Полный текст

ВВЕДЕНИЕ

В титановых сплавах переходного класса из-за богатства их микроструктурных состояний возможно получать различный комплекс свойств, в зависимости от требований конкретных областей применения. Несколько десятилетий назад основное внимание в формировании структуры было уделено α- и β-фазам (соотношению их объемных долей, влиянию размера β-зерна, морфологии α-фазы). Старались не использовать термические обработки в температурных интервалах выделения ω-фазы, чтобы избежать ее вредное влияние на свойства изделия.

Однако образование a- и w-фаз тесно связано друг с другом: во-первых, температурно-временные области выделения a- и w-фаз при старении достаточно близки и частично накладываются друг на друга [1–4], во-вторых, межфазная w/b-граница — это одно из возможных мест гетерогенного зарождения мелкодисперсных a-выделений [5–7].

Известно, что в процессе закалки с температур b-области в структуре сплавов переходного класса возможно образование по бездиффузионному механизму атермической ω-фазы (w_ат) [5, 7–9]. При низкотемпературном же старении этих сплавов возможно образование изотермической ω-фазы (ω_изо), сохраняющейся до температур 500 °С включительно [5, 7, 10–12].

В ряде работ [5, 10] показано, что w_ат трансформируется в ω_изо-фазу при старении. Со временем и при повышении температуры ω_изо-фаза укрупняется, и примерно при 375°C начинается зарождение a-фазы в присутствии ω_изо-фазы, обе фазы сосуществуют.

В другой же работе [13] полагают, что w_ат-фаза растворяется при нагреве, и ω_изо-фаза образуется самостоятельно, а не через w_ат→ω_изо-превращение. В свою очередь, образование a-фазы происходит непосредственно из ω_ат-фазы.

С появлением просвечивающих электронных микроскопов нового поколения с коррекцией аберраций пространственное разрешение и композиционная чувствительность анализа фазовых превращений значительно возросла, что позволило выявить новые нюансы в реализации b→w→a-превращения. Так, например, в работах последних пяти лет [14–18], помимо выделения ω-фазы в диапазоне температур b→a- превращения при 200…430°С в метастабильных b-сплавах, были зафиксированы случаи образования переходных фаз с ромбической решеткой, а именно Оʹ (с пространственной группой Cmcm) и Оʹʹ (с пространственной группой Fmmm).

Оʹ-фаза полностью когерентна с b-матрицей и формируется в виде нанообластей в исходной матрице [19]. Показано [20], что в закаленном состоянии Oʹ-фаза может сосуществовать c ω_ат-фазой. Термодинамически Оʹ-фаза более стабильна, чем ω: высокая плотность Оʹ-выделений присутствует в b-твердом растворе до образования a-фазы, выделения которой впоследствии преобразуются непосредственно из ромбической Оʹ-фазы.

Согласно [18] переходная Оʹʹ-фаза наблюдалась только в присутствии ω_изо-фазы. Во время старения алюминий вытесняется из ω-фазы в b-матрицу. Это способствует появлению некоторых локализованных областей, обогащенных алюминием, вблизи ω_изо-фазы и приводит к образованию Оʹʹ-фазы.

В работе [20] была предложена схема образования фаз в следующей последовательности: b+ω_{зародыш}+Oʹ → b+ω_изо+Oʹ → b+ω_изо+Oʹ+Oʹʹ → → b+Oʹʹ → b+a. Определено, что три метастабильные фазы, Oʹ, ω_изо и Oʹʹ, последовательно образуются при непрерывном нагреве до 600 °С (со скоростями нагрева как 10 °С/мин, так и 100 °С/мин).

В целом, на данный момент вопросы образования фаз в ходе b→a-превращения в диапазоне температур до 450°С (механизмы их образования, кинетика превращений, морфология фаз и многие другие) остаются дискуссионными и требуют дальнейшего изучения для сплавов переходного класса с метастабильной b-фазой.

В этой связи в данной статье изучаются процессы распада метастабильного b-твердого раствора в областях температур b→w→a-превращения в титановых сплавах переходного класса Ti–14Mo и VST3553.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ПРОВЕДЕНИЯ ИССЛЕДОВАНИЙ

Материалом исследования служили горячекатаные прутки диаметром 20 мм из сплавов Ti–14Mo и VST3553, химический состав которых приведен в табл. 1.

 

Таблица 1. Состав исследуемых сплавов

Сплав	Содержание элементов, % (мас.)											[Mo]экв	[Al]экв	Тпп, °С
	Ti	Основные легирующие элементы				Примеси
		Al	Mo	V	Cr	O	C	N	H	Fe	Si
VST3553	основа	2.74	4.95	5.01	2.65	0.11	0.009	0.010	0.004	–	0.01	11.6	3.8	805
Ti–14Mo		0.41*	13.5	–	–	0.132	0.006	0.001	0.006	0.022	0.1	13.5	1.7	765

* Al для сплава Ti–14Mo — примесь.

 

Термическая обработка прутков включала в себя следующие этапы: закалка из β-области в воду с температуры 850°С (с предварительной выдержкой в печи при этой температуре в течение 1 ч) и последующее старение в интервале температур 150…575°С с шагом 25°С в течение 2 ч.

Основными методами исследования служили просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ), выполненная на микроскопах JEM-2100C и JEM-200СХ; оптическая металлография, проведенная на микроскопе Olimpus JX51; рентгеноструктурный фазовый анализ (РСФА), осуществленный на дифрактометре Bruker D8 Advance в Cu Кα-излучении; дифференциальная сканирующая калориметрия (ДСК), реализованная на приборе синхронного термического анализа Netzsh 449C с записью кривых ДСК в интервале температур 20…950°С со скоростью 10 град/мин в проточной атмосфере аргона; микродюрометрические измерения, которые были проведены по методике Оливера и Фарра с помощью прибора “MHTX CSM Instruments” при нагрузке 9 Н.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

В закаленном состоянии в микроструктуре прутков в поперечном сечении, согласно данным оптической металлографии, наблюдаются полиэдрические b-зерна размерами 100…130 мкм (VST3553) и 70…100 мкм (Ti–14Mo). В теле b-зерен данным методом частиц вторых фаз не выявлено.

Согласно данных РСФА для закаленного состояния сплава VST3553 особенностью дифракционных линий метастабильной b-фазы является их незначительная асимметрия и затяг со стороны меньших углов в сторону положений, характерных для линий ω-фазы (рис. 1а). На электронограммах, полученных методом просвечивающей электронной микроскопии, для осей зон типа [011]_b наблюдаются интенсивные диффузные тяжи в положениях на 1/3 и 2/3 вдоль направлений типа <211>_b (рис. 2а), что свидетельствует о нестабильности сплава к b→w-превращению и о возникновении в матричной фазе ближнего порядка смещений с образованием конфигураций атомов с симметрией, характерной для решетки ω-предвыделений [21]. Кроме того, на 1/2 вдоль направлений типа <211>_b зафиксированы очень слабые диффузные тяжи. Вероятно, появление в этих положениях тяжей можно связать со смещением и появлением в матрице координации в расположении атомов, соответствующей структуре возможных предвыделений a-фазы [21].

 

Рис. 1. Участки дифрактограмм сплавов VST3553 (а) и Ti–14Mo (б) после закалки.

 

Рис. 2. Электронограммы сплавов VST3553 (а) и Ti–14Mo (б) в закаленном состоянии.

 

На дифрактограмме сплава Ti–14Mo после закалки, кроме дифракционных максимумов b-фазы, присутствуют отдельно стоящие дифракционные линии w-фазы (рис. 1б), и на всех электронограммах зафиксированы четкие рефлексы w-фазы (рис. 2б).

Образование w-фазы в данном сплаве происходит при закалке в результате бездиффузионного сдвигового превращения [8–11], и общепринято такую фазу называть атермической w-фазой (w_ат).

Как известно, на склонность к образованию w_ат-фазы в сплавах при закалке влияет число валентных электронов на атом, которое, как было показано в работе [22], должно находиться в пределах общей величины 4.13 эл/ат. с точностью ±0.03 эл/ат. Так, если провести его расчет согласно [22], для сплава Ti–14Mo оно составит 4.137 эл/ат, а для VST3553 равно 4.097 эл/ат. Это, по нашему мнению, и обосновывает активное протекание b→w_ат-превращения при закалке в сплаве Ti–14Mo и снижение склонности к образованию w_ат-фазы в сплаве VST3553 (для которого число валентных электронов на атом находится на нижней границе указанного диапазона).

Таким образом, сплав VST3553 после закалки обладает однофазной структурой метастабильной β-фазы (b_м) с предвыделениями w_ат-фазы и характеризуется уровнем микротвердости 3350 МПа. Состояние же закаленного сплава Ti–14Mo двухфазное — (b_м+w_ат) — с уровнем микротвердости 3150 МПа.

Различное легирование сплавов, их разный фазовый состав после закалки должны приводить к отличиям в развитии превращений при последующем старении.

Для выявления возможных температурных интервалов протекания фазовых превращений, реализующихся при распаде метастабильных фаз в закаленных сплавах при их последующем старении, проведен термический анализ методом дифференциально сканирующей калориметрии (рис. 3).

 

Рис. 3. Термограммы нагрева закаленных сплавов VST3553 (а) и Ti–14Mo (б).

 

Согласно ДСК-кривой при непрерывном нагреве выше комнатной температуры в закаленном сплаве VST3553 основные термические эффекты, связанные с распадом метастабильной b_м-фазы, реализуются до ~ 510°С и выявлены в следующей последовательности (рис. 3а): первым — экзотермический эффект (с выделением теплоты ~ 5.1 Дж/мг) в интервале температур ~ 310…405°С, вторым — эндотермический (с поглощением теплоты ~ -4.9 Дж/мг) в интервале ~ 405…465°С, третьим — экзотермический (с выделением теплоты ~ 11.8 Дж/мг) в интервале ~ 465…510°С.

Методом РСФА показано, что при старении закаленного сплава VST3553 в интервале температур 200…400°С (т.е. включающим в себя температурный интервал протекания наблюдаемого первого экзотермического эффекта (рис. 3а) с повышением температуры старения на дифрактограммах наблюдается смещение всех дифракционных линий b-фазы в сторону больших углов (рис. 4а), а значит, понижение периода кристаллической решетки метастабильного b-твердого раствора (рис. 5а).

 

Рис. 4. Участки дифрактограмм закаленных и состаренных при различных температурах сплавов VST3553 (а) и Ti–14Mo (б).

 

Рис. 5. Изменение периода кристаллической решетки βм-фазы в сплавах VST3553 (а) и Ti–14Mo (б) после закалки и старения при различных температурах.

 

При температурах старения от 225°С и выше до 400°С на дифрактограммах установлено наличие дифракционных линий ω-фазы (рис. 4а). При этом с повышением температуры старения до 350°С их интегральная интенсивность активно растет, а значит, растет и объемная доля ω-фазы. Образование ω-фазы, как известно [5, 7, 10–12], в данном случае идет по промежуточному механизму, обозначим ее как изотермическую ω-фазу (ω_изо).

Морфологически ω_изо-фаза после закалки и старения представлена дисперсными “усеивающими” тело β-матрицы частицами, средний размер которых в ходе старения при 350°С в течение 2 ч достигает ~ 15 нм (рис. 6а).

 

Рис. 6. Темнопольные изображения микроструктуры в рефлексах [021]_ω (а), [002]_Oʹʹ (б) и [010]_α (в) сплава VST3553 после закалки и старения при 350°С (ПЭМ).

 

Температура начала выделения ω_изо-фазы по данным РСФА и ПЭМ сдвинута в сторону меньших температур (от 225°С) по сравнению с данными ДСК (температура начала экзоэффекта 310°С). Это связано с тем, что в случае ПЭМ и РСФА исследованы образцы после 2-часовой выдержки при различных температурах старения, в которых за это время превращения успевают реализоваться в большей степени, а при ДСК использован непрерывный нагрев со скоростью 10°С/мин и время пребывания образца исследуемого сплава в интервале 200…400°С не превышает 20 минут.

Стоит отметить важный факт, впрямую выявляемый только методом просвечивающей электронной микроскопии. В температурном интервале активизации выделения ω_изо-фазы при старении закаленного сплава на электронограммах, кроме рефлексов β- и ω-фазы, были зафиксированы дополнительные рефлексы в положениях на 1/3 и 2/3 вдоль направлений типа <112>_β и <101>_β для оси зоны [012]_β, <011>_β и <100>_β для оси зоны [110]_β, <101>_β и <233>_β для оси зоны [113]_β. Такая картина типична для электронограмм с выделениями Оʹʹ-фазы [20, 23].

При низких температурах старения — около 325°С — на начальной стадии образования Oʹʹ-фазы ее темнопольных изображений получить не удается вследствие очень высокой дисперсности и малой объемной доли фазы. С повышением же температуры старения до 350°С наблюдается повышение интенсивности свечения рефлексов Оʹʹ-фазы, что говорит о росте ее объемной доли. Согласно темнопольным изображениям, в свете рефлексов Оʹʹ-фазы можно увидеть (рис. 6б), что частицы Оʹʹ-фазы морфологически подобны частицам ω_изо-фазы: они также высокодисперсны и “усеивают” тело β-зерен, но всегда оказываются меньших размеров в сравнении с одновременно сосуществующими в одних и тех же областях микроструктуры ω_изо-частицами: например, после старения при 350°С средний размер частиц ω_изо- и Оʹʹ-фаз составляют ~ 15 нм и ~ 5 нм соответственно. Выделение таких дисперсных частиц двух фаз способствует приросту микротвердости при старении при 350°С в течение 2 часов примерно на 2000 МПа, по сравнению с твердостью сплава после закалки (рис. 7а).

 

Рис. 7. Микротвердость сплавов VST3553 (а) и Ti–14Mo (б) после закалки и старения при различных температурах.

 

Необходимо отметить, что во многих сплавах, в которых после старения фиксируется выделение частиц ω-фазы, Oʹʹ-фаза не была зафиксирована отдельно от ω_изо-фазы: она всегда выявлялась в областях микроструктуры сплава, где присутствовали частицы ω_изо-фазы [18, 20].

Скорость выделения ω_изо-частиц начинает уменьшаться при нагреве закаленного сплава в интервале 375…405°С (нисходящая часть ДСК-кривой первого экзотермического эффекта, рис. 3а). Эндотермическое превращение, наблюдаемое в температурном интервале 410…465°С (рис. 3а), для сплавов переходного класса из имеющихся данных [10, 22] связано с растворением при непрерывном нагреве ранее выделившейся ω_изо-фазы, а следующее за ним экзотермическое превращение в интервале 465…510°С связанно с выделением α-фазы по диффузионному механизму.

Действительно, на дифрактограммах сплава, состаренного при 375°С и 400°С, фиксируется все меньшая интегральная интенсивность линий ω_изо-фазы (рис. 4а). Кроме того, наблюдается и снижение прироста твердости (от твердости после закалки) в этом температурном интервале старения, по сравнению с приростом твердости в интервале температур старения до 350°С (рис. 7а). Это значит, что происходит снижение объемной доли ω_изо-фазы в структуре с повышением температуры старения.

По данным ПЭМ, частиц Оʹʹ-фазы в структуре сплава, состаренного при 375°С и выше, не обнаружено. При этом в структуре сплава после старения при температурах выше 350°С уже выявляется α-фаза (рис. 6в).

В ходе исследования частицы Оʹʹ-фазы не были выявлены в тех областях микроструктуры, где были обнаружены частицы α-фазы: в одних областях микроструктуры сплава при исследовании фольги присутствовали частицы Оʹʹ-фазы и ω_изо-фазы, в других — ω_изо-фазы и α-фазы. Т. е., как только в структуре появлялась α-фаза, Оʹʹ “исчезала”. По мнению авторов работы [24], образование Оʹʹ-фазы облегчает последующее зарождение частиц α-фазы, уменьшая энергетический барьер, требуемый для ее образования.

На начальных этапах роста частиц α-фазы их морфология близка к эллипсоидальной (со средними размерами большей полуоси 15 нм и меньшей полуоси 5 нм после старения при 350°С, рис. 6в), но при повышении температуры старения всего на 25°С морфология уже сменяется на пластинчатую (со средними размерами пластин: длина 600 нм и толщина 25 нм, превалирует двумерный рост частиц). Выделение дисперсных частиц α-фазы приводит к повышению уровня микротвердости в результате старения при 400…450°С на ~ 1600…1800 МПа, по сравнению с твердостью сплава в закаленном состоянии (рис. 7а). Поле старения при температурах свыше 450°С фиксируется двухфазная (α+β)-структура.

Температура начала выделения α-фазы по данным РСФА и ПЭМ сдвинута в сторону меньших температур (от 350°С) относительно данных ДСК (465…510°С), по тем же причинам, которые были указаны ранее для температуры начала выделения ω_изо-фазы.

Таким образом, схему распада метастабильного β_м-твердого раствора для закаленного сплава VST3553 при старении можно представить следующим видом:

β_м → b₁ + ω_изо → b₂ + ω_изо+ Oʹʹ → b₃ + ω_изо+ Oʹʹ + a → → b₄ + ω_изо+ a → β₅ + a,

где b₁, b₂, b₃, b₄, β₅ — твердые растворы b-фазы, химический состав которых в ряду b₁→b₂→b₃→b₄→β₅ постепенно приближается к равновесному.

Если после закалки наряду с метастабильной β_м-фазой в структуре сплава присутствует ω_ат-фаза (сплав Ti–14Mo) (рис. 1б; рис. 2б), то ход ДСК-кривой имеет аналогичный характер (экзотермический эффект в интервале 345…490°С с выделением теплоты 5.6 Дж/г, эндотермический — в интервале 490…570°С с поглощением –3.6 Дж/г, экзотермический — в интервале 570…610°С с выделением теплоты 12 Дж/г, рис. 3б), как и наблюдаемый в закаленном сплаве VST3553 (рис. 3а). Безусловно, эти эффекты сдвинуты по температурным интервалам в область более высоких температур, по сравнению с наблюдаемыми для VST3553, в связи с другим легированием сплава (преобладанием в химическом составе элементов с низкой диффузионной подвижностью), другим фазовым составом и объемной долей фаз перед непрерывным нагревом.

Исключением служит наблюдаемый в интервале температур ~ 160…295°С дополнительный экзотермический эффект (с выделением теплоты 4.2 Дж/г).

После старения закаленного сплава Ti–14Mo в этом же температурном интервале (150…300°С с шагом 25°С) методами РСФА и ПЭМ выявлено, что старение сплава при 150…200°С приводит к незначительному изменению вида дифрактограмм (рис. 4б): дифракционные линии β-фазы слабо сдвигаются в сторону больших углов Вульфа–Брэгга, а значит период кристаллической решетки β-фазы уменьшается (рис. 5б). Интегральная интенсивность линий ω_ат-фазы, согласно данным РСФА, и интенсивность свечения рефлексов ω_ат-фазы остаются неизменными, что свидетельствует о сохранении объемной доли ω_ат-фазы в интервале старения 150…200°С. Возможной причиной некоторого снижения периода решетки β-фазы в этом интервале может быть снятие в ней при нагреве внутрифазовых растягивающих напряжений, вызванных b→ω_ат-превращением при закалке.

При температуре старения от 225°С и выше (до 425°С) на дифрактограммах наблюдается активный рост интегральных интенсивностей ω-линий, а значит и повышение объемной доли ω-фазы, а также их значительный сдвиг по углам Вульфа–Брэгга (в основном в сторону больших углов, рис. 4б). Тем не менее период кристаллической решетки β-фазы в интервале 225…250°С растет, а лишь затем вновь начинает снижаться в интервале 250…425°С (рис. 5б), как и должно быть при выделении ω-фазы. Это дает возможность предположить, что данное явление реализуется только за счет растворения ω_ат-фазы и выделения в теле матрицы частиц ω_изо-фазы. Температурные интервалы протекания этих превращений (ω_ат→b и b→ω_изо) накладываются друг на друга, но ω_ат→b-превращение превалирует в интервале 225…250°С.

Растворение ω_ат-фазы в аналогичных сплавах при старении было зафиксировано и авторами работы [5].

Свидетельством протекания ω_ат→b-превращения в сплаве Ti–14Mo служат и данные микродюрометрии (рис. 7б). В температурном интервале растворения ω_ат-фазы выявляется, хоть и в пределах ошибки измерения, “провал” по значениям микротвердости (при ~ 300°С) вследствие снижения вклада в упрочнение от дисперсных ω_ат-частиц. Кроме того, такое же явление наблюдается и для сплава VST3553: “провал” по значениям микротвердости заметен при ~ 325°С (рис. 7а), что также может быть обосновано растворением ω_ат-предвыделений.

Темнопольные изображения в ω-рефлексах удается получить при появлении в структуре ω_изо-фазы в результате старения сплава Ti–14Mo при температурах свыше 225°С. Морфология ω_изо-частиц аналогична наблюдаемой для сплава VST3553 (рис. 6а), плотность выделений ω_изо-фазы с повышением температуры старения до 400°С растет, постепенно увеличивается и размер выделений (от 3…5 нм при 225°С, 7…10 нм при 300°С, до ~ 18 нм при 400°С). За счет дисперсного упрочнения реализуется прирост микродюрометрических характеристик до 5500 МПа (рис. 7б).

Как и в случае сплава VST3553, в закаленном сплаве Ti–14Mo после старения в интервале 325…450°С (интервал активного выделения ω_изо-фазы) на электронограммах наблюдали появление рефлексов Oʹʹ-фазы. При этом темнопольных изображений получить не удалось. Вероятно, причиной снижения интенсивности образования Oʹʹ-фазы или полного подавления ее образования в сплавах с метастабильной β-фазой являлось повышение [Mo]_экв (табл. 1). Такая закономерность сохранялась при исследовании нами закаленных сплавов VST3553 и Ti–14Mo, а также в сплавах переходного класса других составов, исследованных в работах [17, 25].

С повышением температуры старения свыше 450°С наблюдается спад в активности образования ω_изо-фазы как по данным РСФА, так и по данным ПЭМ, ДСК.

После старения при 475°С в структуре установлено наличие частиц α-фазы, морфология которых близка к пластинчатой, при этом Oʹʹ-фаза в структуре отсутствует. После старения при температурах свыше 500°С ω_изо-фаза используемыми методам исследования не выявляется, наблюдается (α+β)-структура. Понижение микродюрометрических характеристик сплава в этом интервале температур старения обусловлено укрупнением α-частиц (рис. 7б).

Таким образом, схему распада метастабильного β_м-твердого раствора для закаленного сплава Ti-14Mo при старении в низкотемпературном интервале 150…575°С можно представить следующим видом:

β_м + ω_ат → bʹ + ω_ат → b₁ + ω_ат + ω_изо → b₂ + ω_изо + Oʹʹ → → b₃ + ω_изо+ a → β₄ + a,

где bʹ — твердый раствор β-фазы после снятия внутрифазовых, вызванных закалкой, растягивающих напряжений; b₁, b₂, b₃, b₄ — твердые растворы β-фазы, химический состав которых постепенно приближается к равновесному в ряду b₁→b₂→b₃→b₄.

ВЫВОДЫ

1. Установлено, что закалка сплавов с температуры β-области приводит к фиксации однофазной структуры метастабильной β-фазы (β_м) с предвыделениями ω_ат-фазы (и возможными предвыделениями a-фазы) в сплаве VST3553 и двухфазной (β_м+ ω_ат) структуры в сплаве Ti–14Mo.
2. При последующем старении сплавов в интервале температур 150…575°С распад метастабильного β_м-твердого раствора происходит с выделением ω_изо-фазы, промежуточной Оʹʹ-фазы и α-фазы по следующим схемам:

β_м → b₁ + ω_изо → b₂ + ω_изо+ Oʹʹ → b₃ + ω_изо+ Oʹʹ + a → → b₄ + ω_изо+ a → β₅ + a для VST3553;

β_м + ω_ат → bʹ + ω_ат → b₁ + ω_ат + ω_изо → b₂ + ω_изо + Oʹʹ → → b₃ + ω_изо+ a → β₄ + a для Ti–14Mo.

3. Если в структуре перед старением присутствует ω_ат-фаза, то при нагреве сначала происходит перераспределение легирующих элементов межу ω_ат-фазой и матрицей, а затем растворение ω_ат-фазы; ω_изо-фаза образуется при старении путем самостоятельного зарождения, а не за счет преобразования ω_ат- в ω_изо-фазу.
4. Выделение переходной Оʹʹ-фазы наблюдается только при наличии ω_изо-фазы в температурном интервале активного выделения ω_изо-фазы.
5. Сосуществование Oʹʹ- и α-фаз одновременно в одних и тех же областях структуры не наблюдается.

Работа выполнена в рамках государственного задания Минобрнауки России по теме “Структура” Г.р. № 122021000033-2.

Авторы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

Об авторах

А. А. Попов

Институт физики металлов УрО РАН; Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина

Email: a.o.petrova@urfu.ru
Россия, Екатеринбург; Екатеринбург

А. О. Петрова

Институт физики металлов УрО РАН; Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина

Автор, ответственный за переписку.
Email: a.o.petrova@urfu.ru
Россия, Екатеринбург; Екатеринбург

И. В. Нарыгина

Институт физики металлов УрО РАН

Email: a.o.petrova@urfu.ru
Россия, Екатеринбург

Н. А. Попов

Институт физики металлов УрО РАН; Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина

Email: a.o.petrova@urfu.ru
Россия, Екатеринбург; Екатеринбург

Р. И. Петров

Институт физики металлов УрО РАН; Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина

Email: a.o.petrova@urfu.ru
Россия, Екатеринбург; Екатеринбург

К. И. Луговая

Институт физики металлов УрО РАН; Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина

Email: a.o.petrova@urfu.ru
Россия, Екатеринбург; Екатеринбург

Список литературы

Дополнительные файлы