Changes in the structure of the amorphous phase under heat treatment and deformation

Cover Page

Cite item

Full Text

Abstract

The influence of heat treatment and deformation on the change in the structure of amorphous alloys Co67Fe7Si12B9Nb5, Al87Ni8Y5, Al88Ni6Y6, Al87Ni8Gd5, Al87Ni8La5, Zr50Cu15Ti16Ni19 obtained by melt quen-ching has been studied. It has been established that both heat treatment and deformation lead to the for-mation of a heterogeneous structure, while structure inhomogeneities can be due to formation the regions both with different concentrations of components (during heat treatment) or/and with different density (free volume concentration). At the early stages of crystallization, the phase composition of the emerging struc-ture depends on the type of impact on the amorphous structure and processing parameters (temperature, type and degree of deformation). The sizes of nanocrystals and the fraction of the nanocrystalline component depend on the prehistory of the sample.

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

Аморфные металлические сплавы вызывают интерес как, собственно, твердые тела с неупорядоченной структурой, так и как объекты, являющиеся прекурсорами для создания нанокристаллических материалов. В результате довольно долгих исследований структуры аморфной фазы металлических сплавов, ее эволюции в пределах аморфного состояния и в процессе ее превращения в равновесную кристаллическую структуру, был установлен ряд закономерностей, которые позволили наметить пути воздействия на аморфную структуру сплавов с целью получения новых материалов со структурой, обеспечивающей улучшенные физико-химические свойства. Аморфные металлические сплавы обычно получают методом скоростной закалки расплава. Было установлено, что и формирующаяся аморфная структура, и особенности ее кристаллизации зависят не только от химического состава сплава, но и от скорости охлаждения расплава, температуры расплава перед закалкой, атмосферы, в которой осуществлена закалка, материала подложки, на которую выливают расплав и т.д. [1, 2]. В свою очередь, формирующаяся при кристаллизации структура существенно зависит от вида и параметров воздействия на аморфную фазу. При термообработке такими параметрами являются температура и скорость нагрева, а также температурный интервал воздействия: выше или ниже температуры стеклования происходит кристаллизация. В настоящее время установлено, что при кристаллизации аморфной фазы в разных температурных областях (выше и ниже температуры стеклования) происходит образование разных кристаллических фаз [3, 4]. В аморфных сплавах и температура кристаллизации, и температура стеклования являются кинетическими параметрами, но их зависимость от скорости нагрева разная. Для многих металлических стекол температура стеклования оказывается выше температуры кристаллизации, поэтому для них осуществление процесса кристаллизации выше температуры стеклования возможно только при скоростном нагреве (например, путем прямого пропускания тока) [5].

При деформировании изменение структуры сплава зависит от способа деформации (прокатка, кручение, кручение под давлением, экструзия и пр.) и его параметров (температура, нагрузка, скорость деформирования, продолжительность, анизотропия воздействия и т.д.) [6–13]. Естественно, значительную роль играют и характеристики материала – модули Юнга, сдвига. Важно отметить и следующее: деформация аморфных сплавов и кристаллических материалов происходит по-разному, поскольку дислокаций – носителей деформации в кристаллах – в аморфной фазе нет. Как известно, при упругой деформации удлинение линейно зависит от напряжения. При увеличении напряжения эта зависимость отклоняется от линейного закона и для кристаллических, и для аморфных сплавов. Если при снятии нагрузки форма образца полностью не восстанавливается, возникает петля механического гистерезиса, что соответствует неупругой деформации материала. Энергия, соответствующая площади этой петли, расходуется на смещение атомов, находящихся в неустойчивых положениях. Величина таких смещений в аморфных сплавах, как правило, примерно на порядок больше, чем в кристаллических материалах. Дальнейшая пластическая деформация аморфных сплавов осуществляется путем образования и распространения полос сдвига. Важной особенностью пластической деформации в аморфных сплавах является увеличение среднего расстояния между атомами в полосах сдвига (рост свободного объема) [13–15].

Поскольку большинство физических свойств материалов являются структурно-чувствительными, для создания материалов с определенными свойствами необходимо знать процессы, ведущие к формированию той или иной структуры. В настоящей работе рассмотрены некоторые примеры изменения структуры аморфных сплавов в процессе термического или деформационного воздействия. Исследования проведены на сплавах разных групп: ферромагнитные (на основе Со), высокопрочные (на основе Al), массивные (на основе Zr).

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Аморфные сплавы Co67Fe7Si12B9Nb5, Al87Ni8Y5, Al88Ni6Y6, Al87Ni8Gd5, Al87Ni8La5, Zr50Cu15Ti16Ni19 были получены методом скоростной закалки расплава. Слитки сплавов номинального состава готовили дуговой плавкой в очищенном аргоне, после чего расплавляли и подвергали закалке, скорость охлаждения составляла около 106°С/с. Для определения химического состава использовали метод локального рентгеноспектрального анализа на приставке к сканирующему электронному микроскопу Zeiss Supra 50VP.

Отжиг проводили в печи сопротивления, для деформирования образцов использовали методы кручения под высоким давлением, многократной прокатки и барической обработки. Деформирование методом кручения под давлением осуществляли по стандартной методике [16] при давлении 4–6 ГПа при комнатной температуре. Деформирование прокаткой проводили на четырехвалковом стане VEB Schwermaschinenbau. При барической обработке образцы последовательно закладывали в ячейку высокого давления; средой, передающей давление, служил порошок гексагонального нитрида бора.

Структуру образцов исследовали методами просвечивающей электронной микроскопии и рентгенографии на рентгеновском дифрактометре SIMENSD-500 с использованием CоKα-излучения. В ряде случаев проводили съемку с эталоном. Размер образующихся нанокристаллов определялся по рентгенограммам с использованием формулы Селякова–Шеррера и по темнопольным изображениям, полученным с помощью электронного микроскопа.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Полученные результаты и их сравнение с известными литературными данными касаются трех аспектов исследования: образование гетерогенной аморфной структуры (фазовое расслоение в пределах аморфного состояния), особенностей параметров формирующейся при кристаллизации структуры, а также фазового состава сплавов после нагрева и после деформации.

Расслоение аморфной фазы при нагреве и деформации

После закалки все исследованные сплавы были аморфными и однородными. На рентгенограммах наблюдали типичные для металлических сплавов картины: интенсивный широкий диффузный максимум и серия более слабых максимумов, интенсивность которых падает с ростом угла рассеяния. На рис. 1 показана рентгенограмма отожженного сплава Al88Ni6Y6. При нагреве вид рентгенограмм заметно меняется: происходит искажение формы первого максимума – появление плеча со стороны больших углов (показано стрелкой на рисунке).

 

Рис. 1. Рентгенограмма сплава Al88Ni6Y6 после отжига. Стрелкой показана область искажения формы первого максимума.

 

В этом случае диффузный максимум представляет собой суперпозицию двух диффузных максимумов, соответствующих аморфным областям с разными радиусами первой координационной сферы (разными кратчайшими расстояниями между атомами). Такая рентгенограмма соответствует неоднородной аморфной фазе, состоящей из областей, различающихся по химическому составу. Аналогичные изменения наблюдали и в других сплавах. На рис. 2 показаны рентгенограммы нескольких отожженных аморфных сплавов. На вставке показано разложение диффузного максимума на составляющие, соответствующие двум аморфным фазам.

 

Рис. 2. Рентгенограммы отожженных аморфных сплавов Al87Ni8Y5 (1), Al87Ni8Gd5 (2 и на вставке) и Al87Ni8La5 (3).

 

Было обнаружено, что подобные изменения картин рассеяния рентгеновских лучей наблюдают и после деформации. На рис. 3 приведены рентгенограммы отожженного аморфного сплава Al88Ni6Y6, представленного на рис. 1, и деформированного прокаткой аморфного сплава Al88Ni6Y6.

 

Рис. 3. Рентгенограммы сплава Al88Ni6Y6 после отжига (1) и прокатки (2). Стрелками показана область искажения формы первого максимума.

 

Следует отметить, что образование областей неоднородности при термообработке наблюдали в аморфных сплавах: Pd–Au–Si [16], (Mo0.6Ru0.4)100–xBx [17], Ni–Mo–P [18] и ряде других [19–27] исследований образования неоднородной аморфной структуры при деформации заметно меньше. Среди них следует отметить работу [27], авторы которой обнаружили расслоение в металлическом стекле Ce55Al45 под действием гидростатического давления. Характерной особенностью такого перехода было значительное увеличение плотности материала при сжатии и гистерезис при приложении–снятии давления. Аналогичное явление полиаморфизма наблюдали и в других стеклах (например, в La–Ce–Al [28]). Как отмечено выше, изменения структуры при термообработке связаны с образованием неоднородностей разного химического состава. В упомянутых выше сплавах Ce55Al45, La–Ce–Al наблюдаемые изменения связаны с образованием областей разной плотности. Это означает, что в деформированных аморфных сплавах существуют еще и области, состав которых не отличается от состава матрицы, а расстояния между атомами увеличены по сравнению с матрицей. Такими областями являются области локализации пластической деформации или полосы сдвига.

Для анализа изменений структуры, связанных полосами сдвига, исследовали деформированные образцы сплавов системы, в которых не обнаружено расслоения при термообработке. Образцы деформировали методами кручения под давлением (КВД), многократной прокатки (МП) и обработки давлением без кручения. В табл. 1 приведены значения радиуса первой координационной сферы аморфной фазы R1 и полуширины диффузного максимума b. Видно, что после деформации среднее значение межатомных расстояний увеличивается, что свидетельствует об образовании областей повышенного свободного объема. Следует отметить, что при деформировании увеличивается и полуширина диффузного максимума, что свидетельствует о появлении областей с разным радиусом первой координационной сферы. Характерно, что даже в случае обработки давлением, когда радиус первой координационной сферы явно не увеличивается, полуширина диффузного максимума также заметно возрастает. Эти значения хорошо согласуются с известными литературными данными [29, 30].

 

Таблица 1. Условия обработки образцов, значения радиуса первой координационной сферы аморфной фазы R1 и полуширины диффузного максимума b

Состав

Обработка

R1, Å

b, град

Fe78.5B9Si12.5

Исходный

2.491

4.693

Fe78.5B9Si12.5

Кручение под давлением 4ГПа; 20°С; 1 оборот

2.497

4.864

Fe77Si13B10

Исходный

2.482

4.25

Fe77Si13B10

Многократная прокатка

2.483

4.59

Fe77Si13B10

Давление 50 кбар, 1 ч

2.482

4.31

 

Согласно работам [9, 31], плотность аморфной фазы в полосах сдвига меньше плотности аморфной фазы в остальной матрице на 10%, а коэффициент диффузии больше примерно на 6 порядков [32], что способствует облегчению процессов кристаллизации.

Кристаллизация аморфной фазы при нагреве и деформации

Изменение структуры аморфной фазы в пределах аморфного состояния, естественно, должно оказывать влияние и на процессы кристаллизации. На рис. 4а, 4б показаны рентгенограммы сплава Co67Fe7Si12B9Nb5, отожженного при 420°С в течение 1 ч после предварительной прокатки и без предварительной обработки.

 

Рис. 4. Рентгенограммы сплава Co67Fe7Si12B9Nb5, отожженного при 420°С в течение 1 ч после предварительной прокатки (а) и без предварительной обработки (б).

 

При кажущемся сходстве рентгенограмм, анализ интегральной интенсивности дифракционных максимумов (кривая 3) показал, что доля нанокристаллов в отожженном образце с предварительной прокаткой примерно на 15% больше по сравнению с образцом без предварительной обработки. Размер нанокристаллов в обоих случаях был одинаков и составлял 7.5 нм.

Таким образом, при отжиге сплава, подвергнутого предварительной деформации, доля образовавшихся нанокристаллов оказывается больше, чем в сплаве без предварительной обработки. Аналогичные результаты наблюдали в [33] для сплавов на основе алюминия. Следует также отметить, что кристаллизация широко исследованного магнитного сплава Fe–Si–B при термообработке приводит к формированию крупнокристаллической струк- туры, а при деформации – к образованию нанокристаллической [34].

Фазовый состав частично кристаллизованных сплавов

Проведенные исследования показали, что в ряде аморфных сплавов кристаллизующиеся при термообработке и деформации фазы оказываются разными. Образцы аморфного сплава Zr50Cu15Ti16Ni19 деформировали растяжением в вакууме при повышенных температурах. При температуре деформации выше 611°С происходит кристаллизации аморфной фазы. На рис. 5 показаны рентгенограммы разных участков деформированного образца. Рентгенограмма 1 соответствует части образца, находившейся при деформировании в захватах. Эту часть нагревали, но не деформировали. Рентгенограмма 2 соответствует центральной части деформированного образца. Эта часть находилась при той же температуре, что и часть образца в захватах, и была подвергнута деформации. Интенсивность линий заметно отличается, понятно, что кристаллизация этой области начинается раньше.

 

Рис. 5. Рентгенограммы разных участков деформированного образца: 1 – область в захватах; 2 – центральный участок образца.

 

Сравнение полученных данных с результатами исследований процесса кристаллизации сплава Zr50Cu15Ti16Ni19 при термообработке показали следующее. При термообработке сплава на первой стадии кристаллизации формируются фаза Zr47Ti16Cu14Ni23 со структурой типа Zr6CoAl2 с решеткой, соответствующей пространственной группе P62m с параметрами a = 7.93 Å, c = 3.31 Å; позже, с повышением температуры, образуются фазы Zr49Ti6Ni34Cu11 со структурой типа MgZn2 и квазикристаллическая фаза состава Zr65Cu10.5Ni21.5Ti3. При деформации кристаллизация начинается с образования квазикристаллической фазы и гексагональной фазы ZrTi(Ni,Cu); в дальнейшем образуется небольшое количество фазы типа Zr6CoAl2.

Ранее нами было установлено, что при кристаллизации аморфного сплава Zr55Cu30Al15Ni5 фазовый состав тоже зависит от вида воздействия: нагрев или деформация [35]. На рис. 6 показаны рентгенограммы сплава после деформации и после нагрева до температуры, ответствующей первой стадии кристаллизации.

 

Рис. 6. Рентгенограммы сплава Zr55Cu30Al15Ni5 после деформации (1) и после нагрева (2).

 

На первой стадии кристаллизации при термообработке происходит образование метастабильной фазы с гексагональной структурой (пространственная группа P63/mmc, a = 8.66 Å, с = 14.99 Å). При кристаллизации в процессе деформации формируется фаза Zr2Cu с решеткой, соответствующей пространственной группе Fd3m. Для наглядности на рис. 6 положения дифракционных отражений от фазы Zr2Cu помечены вертикальными линиями. Следует отметить, что фаза Zr2Cu, образующаяся при деформировании сплава, присутствует преимущественно в приповерхностной области, подвергнутой наибольшей деформации.

Таким образом, проведенные исследования показали следующее. И при термообработке, и при деформировании в аморфном образце может происходить образование гетерогенной структуры, а неоднородности структуры могут быть обусловлены как разной концентрацией компонентов (при термообработке), так и разной плотностью (концентрацией свободного объема). На начальном этапе кристаллизации фазовый состав зависит от типа воздействия на аморфную структуру сплава. Размеры нанокристаллов и доля нанокристаллической составляющей также зависят от предыстории образца.

Причины такого различия в настоящее время не установлены, процессы кристаллизации аморфной фазы при нагреве и деформации исследуют на разных материалах. На сегодняшний день рассматривают ряд особенностей, обусловливающих процессы кристаллизации в разных условиях.

При термообработке основными параметрами, определяющими процесс кристаллизации, являются скорость нагрева и температурный интервал кристаллизации (выше или ниже температуры стеклования) [4]. При кристаллизации неоднородной аморфной структуры в образце могут быть как “вмороженные” центры кристаллизации, так и упорядоченные области, обогащенные тем или иным компонентом сплава, имеющие отличный от матрицы ближний порядок. Кристаллизация таких областей может быть облегченной. В отсутствие медленно диффундирующих компонентов при кристаллизации образуются кристаллы большого размера. Например, размер кристаллов, образующихся в сплаве Fe–Si–B, значительно больше, чем в сплаве Fe–Si–B–Cu–Nb, содержащем Nb – компонент с относительно низкой скоростью диффузии.

Кристаллизация при деформировании начинается в областях сдвига и их окрестностях. Эти участки характеризуются повышенным содержанием свободного объема, коэффициент диффузии в полосах сдвига примерно на 6 порядков больше, чем в аморфной матрице [32], что свидетельствует о большой концентрации свободного объема в полосах. Это означает, что при деформации коэффициенты диффузии имеют такую величину, которая обеспечивает образование и рост нанокристаллов при комнатной температуре в течение реального времени. В ряде работ было показано, что основной причиной кристаллизации, индуцированной деформацией, является увеличение концентрации свободного объема в полосах сдвига и, как следствие, увеличение подвижности атомов.

Локализация энергии деформации происходит неоднородно. Она локализуется большой частью в полосах сдвига, зонах трансформации сдвигом (STZ-области) и т.д. Образование таких неоднородностей (с энергетической точки зрения) приводит к увеличению концентрации центров зарождения кристаллов и, таким образом, повышению скорости зародышеобразования. Увеличение скорости зародышеобразования вполне может приводить к образованию более многочисленных кристаллов, чем в случае термообработки. Спецификой таких областей неоднородности (участков локализации деформации), может являться также то, что они ограничены в размерах. Так, области трансформации сдвигом имеют размер порядка 1 нм, а толщина полос сдвига тоже составляет несколько нанометров. За пределами этих областей находится аморфная матрица, которая имеет совсем другие параметры массопереноса, и скорость роста кристаллов в которых может быть существенно ниже. Этот фактор также может способствовать образованию более дисперсной структуры сплава при деформации.

Еще одним фактором может быть объемный эффект кристаллизации. Если плотность возникающих кристаллов отличается от плотности аморфной матрицы, то возникающие при росте кристаллов механические напряжения тормозят процесс кристаллизации и способствуют образованию более мелкой кристаллической структуры. Этот процесс более ярко выражен при низких температурах, когда не происходит существенной релаксации напряжений. Таким образом, именно деформация при температурах существенно ниже температуры стеклования может приводить к образованию нанокристаллической структуры, объемная доля которой выше, чем при нагреве, а размер кристаллов меньше. Следует отметить и еще один факт. Наличие напряжений, связанных с объемным несоответствием аморфной фазы и образующихся кристаллов, может приводить к изменению не только типа формирующихся кристаллических фаз, но и их морфологическим особенностям. Так авторы [36] при исследовании кристаллизации аморфного сплава Al–Ge in situ непосредственно в колонне электронного микроскопа наблюдали образование мелких кристаллов Al и Ge, которые очень быстро коагулировали с образованием крупнокристаллической структуры Al + Ge. При кристаллизации аморфного сплава Ni–Zr, содержащего 33 ат. % Ni, на начальном этапе кристаллизации образовывалась метастабильная фаза, а не NiZr2, как следовало бы ожидать, исходя их химического состава сплава [37]. Образование на ранней стадии распада аморфной структуры метастабильной фазы с решеткой более низкой симметрии, чем равновесная фаза, может быть обусловлено меньшей величиной ее плотности по сравнению с плотностью равновесной фазы.

В заключение нужно отметить, что аморфные сплавы являются чрезвычайно сложным объектом, поэтому однозначно объяснить наблюдаемые эффекты на данном этапе не представляется возможным, поскольку ряд описанных и других факторов могут действовать параллельно.

БЛАГОДАРНОСТИ

Автор выражает благодарность Российскому научному фонду за финансовую поддержку исследований (проект 23-23-00171).

Конфликт интересов. Автор заявляет, что у него нет конфликта интересов.

×

About the authors

G. E. Abrosimova

Institute of Solid State Physics RAS

Author for correspondence.
Email: gea@issp.ac.ru
Russian Federation, 142432, Chernogolovka

References

  1. Yavari A.R. // Acta Metall. 1988. ,V. 36. P. 1863.
  2. Abrosimova G.E., Aronin A.S., Pankratov S.P., Serebryakov A.V. // Scr. Metall. 1980. V.14. P. 967.
  3. Altounian Z., Batalla E., Strom-Olsen J.O., WalterJ.L. // J. Appl. Phys. 1987. V. 61. P. 149.
  4. Abrosimova G., Aronin A., Ignatieva E. // Mater. Sci. Eng. A. 2007. V. 449–451. P. 485. https://doi.org/10.016/j.msea.2006.02.344
  5. Абросимова Г.Е., Аронин А.С., Стельмух В.А. // ФТТ. 1991. Т. 33. С. 3570.
  6. Jiang, W.H., Atzmon, M. // Acta Mater. 2003. V. 51. Iss. 14. P. 4095. https://doi.org/10.1016/S1359-6454(03)00229 -5
  7. Pan J., Chen Q., Liu L., Li Y. // Acta Mater. 2011. V. 59. P. 5146. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2011.04.047
  8. Maaß R., Samwer K., Arnold W., Volkert C.A. // Appl. Phys. Lett. 2014. V. 10. P. 17190. https://doi.org/10.1063/1.4900791
  9. Rösner H., Peterlechler M., Kűbel C., Schmidt V., Wil-de G. // Ultramicroscopy. 2014. V. 142. P. 1. https://doi.org/10.1016/j.ultramic.2014.03.006
  10. Greer A.L., Cheng Y.Q., Ma E. // Mater. Sci. Eng. R. 2013. V. 74. Iss. 4. P. 71. https://doi.org/10.1016/j.mser.2013.04.001
  11. Csontos A.A, Shiflet G.J. // Nano Struct. Mater. 1997. V. 9. P. 281.
  12. Georgarakis K., Aljerf M., Li Y., LeMoulec A., Char-lot F., Yavari A.R., Chornokhvostenko K., Tabachniko- va E., Evangelakis G.A., Miracle D.B., Greer A.L., Zhang T. // App. Phys. Lett. 2008. V. 93. P. 031907. https://doi.org/10.1063/1.2956666
  13. Jiang W.H., Atzmon M. // Acta Mater. 2003. V. 51. P. 4095. https://doi.org/10.1016/S1359-6454 (03)002 29-5
  14. Schmidt V., Rösner H., Peterlechler M., Wilde G. // Phys. Rev. Lett. 2015. V. 115. P. 035501. https://doi.org/10.1103/PhysRevLett.115.035501
  15. Seleznev M., Vinogradov A. // Metals. 2020. V. 10. P. 374. https://doi.org/10.3390/Met10030374
  16. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Alexandrov I.V. // Prog. Mater. Sci. 2000. V. 45. P. 103.
  17. Chen H.S., Turnbull D. // Acta Metal. 1969. V. 17. P. 1021.
  18. Mehra M., Schulz R., Johnson W.L. // J. Non-Cryst. Solids. 1984. V. 61–62. P. 859.
  19. Osamura K. // Colloid. Polymer Sci. 1981. V. 259. P. 677
  20. Mak A., Samwer K., Johnson W.L. // Phys. Lett. 1093. V. 98A. P. 353.
  21. Hermann H., Mattern N., Kuhn U., Heinemann A., Lazarev N. // J. Non-Cryst. Solids. 2003. V. 317. P. 91. https://doi org/10.1016/S0022-3093(02)019-87-7
  22. Terauchi H. // J. Phys. Soc. Jpn. 1983. V. 52. P. 3454.
  23. Osamura K.J. // Mater. Sci. 1984. V. 19. P. 1917.
  24. Yavari A.R. // Inter. J. Rapid Solidi. 1986. V. 2. P. 047.
  25. Inoue A., Yamamoto M., Kimura H.M., Masomoto T. // J. Mater. Sci.
  26. Abrosimova G.E., Aronin A.S., Ignat’eva E.Yu., Molokanov V.V. // JMMM. 1999. V. 203. P. 169. https://doi.org/10.1016/S0304-8853(99)00216-4
  27. Zeng Q.S. // Proc. Nat. Acad. Sci. USA. 2007. V. 104. P. 13565.
  28. Naudon A., Flank V. // J. Non-Cryst. Solids. 1984. V. 61–62. P. 355.
  29. Gunderov D., Astanin V., Churakova A., Sitdikov V., Ubyivovk E., Islamov A., Jing Tao Wang. // Metals. 2020. V. 10. P. 1433. https://doi.org/10.3390/met 10111433
  30. Abrosimova G., Gunderov D., Postnova E., Aro- nin A. // Materials. 2023. V. 16. P. 1321. https://doi.org/10.3390/ma16031321
  31. Liu C., Roddatis V., Kenesei P., Maaß R. // Acta Materialia. 2017. V. 140. P. 206. http://dx.doi.org/10.1016/j.actamat.2017.08.032
  32. Aronin A.S., Louzguine-Luzgin D.V. // Mechanics Mater. 2017. V. 10. P. 19. https://doi.org/10.1016/j.mechmat.2017.07.007
  33. Aronin A., Budchenko A., Matveev D., Pershina E., Tkatch V., Abrosimova G. // Rev. Adv. Mater. Sci. 2016. V. 46. P. 53. www.ipme.ru/e-journals/RAMS/no_14616/05_14616_aronin.pdf
  34. Aronin A., Abrosimova G., Matveev D., Rybchen- ko O. // Rev. Adv. Mater. Sci. 2010. V. 25. P. 52.
  35. Abrosimova G., Gnesin B., Gunderov D., Drozden-ko A., Matveev D., Mironchuk B., Pershina E., Sho- lin I., Aronin A. // Metals. 2020. V. 10. P. 1329. https://doi.org/10.3390/met10101329
  36. Barkalov O.I., Aronin A.S., Abrosimova G.E., Ponyatovsky E.G. // J. Non-Cryst. Solids. 1996. V. 202. P. 262.
  37. Абросимова Г.Е., Аронин А.С., Гантмахер В.Ф., Левин Ю.Б., Ошеров М.В. // ФТТ. 1988. Т. 30. С. 1424.

Supplementary files

Supplementary Files
Action
1. JATS XML
Download
2. Fig. 1. X-ray image of the Al88Ni6Y6 alloy after annealing. The arrow shows the area of distortion of the shape of the first maximum.

Download (141KB)
Indexing metadata
3. Fig. 2. X-ray images of annealed amorphous alloys Al87Ni8Y5 (1), Al87Ni8Gd5 (2 and in the insert) and Al87Ni8La5 (3).

Download (211KB)
Indexing metadata
4. Fig. 3. X-ray images of the Al88Ni6Y6 alloy after annealing (1) and rolling (2). The arrows show the area of distortion of the shape of the first maximum.

Download (182KB)
Indexing metadata
5. Fig. 4. X-ray images of the alloy Co67Fe7Si12B9Nb5 annealed at 420 °C for 1 hour after pre-rolling (a) and without pretreatment (b).

Download (262KB)
Indexing metadata
6. Fig. 5. X–ray images of different sections of the deformed sample: 1 – the area in the grips; 2 - the central section of the sample.

Download (211KB)
Indexing metadata
7. Fig. 6. Radiographs of the Zr55Cu30Al15Ni5 alloy after deformation (1) and after heating (2).

Download (170KB)
Indexing metadata

Copyright (c) 2024 Russian Academy of Sciences

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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