CC BY
37ВЕСТНИК ПЕРМСКОГО УНИВЕРСИТЕТА
2009 Физика Вып. 1 (27)
Инновационные технологии. Перспективные материалы для водородной энергетики
Н. Е. Скрябинаа, Д. С. Заболотскийа, Д. Фрушарь, Г. Жирардь,
С. Мираглиаь
а Пермский государственный университет, 614990, Пермь, ул. Букирева, 15 ь Институт Л. Нееля, ЦННИ, ВР 166, 38042, Гренобль, Франция
Среди различных направлений развития возобновляемых и экологически чистых источников энергии, разрабатываемых в настоящее время, потенциально наиболее простым, гибким и массовым является использование водорода. В работе приводятся результаты исследования сплава на основе магния с целью его применения для хранения водорода. Показана возможность оптимизации структурных параметров для получения наноструктурированных сплавов с максимально обратимой емкостью водорода. Инновационным элементом исследования является получение металлических гидридов на основе магниевых сплавов с использованием метода равноканального углового прессования.
1. Введение
1.1. Экономические предпосылки
Концепция развития России до 2020 г. [1] предусматривает инновационный сценарий развития экономики. При этом приоритетным направлением, помимо развития наноиндустрии, названо и развитие “водородной” энергетики. Экономическая целесообразность этого решения может быть проиллюстрирована, например, заключением долгосрочного Генерального соглашения между Российской академией наук и ОАО “ГМК Норильский никель” о совместных работах в целях [2] “сокращения допущенного отставания в исследованиях и разработках по водородной энергетике и топливным элементам, а также...перехода страны к водородной экономике”.
Комментируя развитие исследований в рамках принятого документа [3], В. А. Пивнюк, вицепрезидент ОАО “ГМК Норильский никель”, в частности отметил, что рост потребностей в топливе и энергии при ресурсных и экологических ограничениях уже становится критическим фактором дальнейшего развития нашей экономики и делает актуальной своевременную подготовку новой энергетической концепции и технологии, способных удовлетворить существенную часть прироста энергетических потребностей страны, когда потенциал ископаемого топлива будет исчерпан.
Нынешние проблемы отечественной энергетики требуют серьезной корректировки энергетической политики, разработки и реализации новой концепции надежного энергообеспечения на основе гибких и высокоэффективных инновационных энергетических технологий и технических устройств. Сегодня уже не существует альтернативы развитию источников экологически чистой энергии, которые используют энергию солнца, ветра и водорода.
Технологии водородной энергетики как макротехнологии самого высокого уровня, вобравшие в себя весь спектр локальных технологий — от нанотехнологий и материаловедения до электрокатализа и электрохимии, — способны обеспечить ускоренное продвижение экономики страны по инновационному пути развития и создание базовых технологий шестого технологического уклада в промышленности. Они позволят преодолеть сложившиеся барьеры роста, решить задачи диверсификации структуры российской экономики и ослабления ее зависимости от сырьевого экспорта.
Концепция развития “водородной” энергетики подразумевает как минимум два глобальных направления: материалы для хранения водорода и топливные элементы. В основе каждого из этих двух направлений лежит комплекс требований, основанных в первую очередь на физических, химических и иных свойствах материала. Для того чтобы сформулировать комплекс востребованных свойств материала, проанализируем требования,
© Н. Е. Скрябина , Д. С. Заболотский, Д. Фрушар, Г. Жирард, С. Мираглиа, 2009
89
предъявляемые, например, к материалам для хранения водорода.
1.2. Принципы хранения водорода
Очевидно, что для перехода к водородной энергетике необходимо решить серьезные научные, технологические и технические проблемы. К таким проблемам относят в первую очередь получение достаточно дешевого водорода в массовом количестве, хранение и доставку водорода. На сегодняшний день существуют определенные критерии, по которым оценивается перспективность использования предлагаемого материала, к ним можно отнести: запасенную емкость хранения водорода, температуру сорбции/десорбции водорода и др. Основные требования сводятся к следующему (табл. 1):
Таблица 1. Требования к материалам для хранения водорода [4]
Контролируемый параметр БоБ* МЭА** WE- ***
Количество водорода, мас. % > 6 > 5 > 3
Температура десорбции водорода, °С - < 150 < 100
Циклическая устойчивость, после 5000 циклов, % - - > 90
Объемное содержание водорода, кг/м3 > 60 - -
* Департамент энергетики США.
** Международное энергетическое агентство. ***Японская Правительственная программа.
Анализ требований и к характеристикам различных систем хранения водорода (табл. 2) показывает, что хранение водорода в связанном виде в гидридах весьма перспективно. Так, ряд гидридов на основе магния по массовому и объемному со-
Таблица 2. Металлогидридные сплавы для обратимого хранения водорода
держанию водорода удовлетворяет названным требованиям.
Магний может связывать большое количество водорода (в расчете на единицу массы) - 7.6% [4-7]. К достоинствам этого элемента относятся также его малая плотность, низкая стоимость, высокое содержание в Земной коре (седьмой по распространенности химический элемент). С этими обстоятельствами и связан большой интерес к магнию и его сплавам. К недостаткам магния как основы сплава для накопительного элемента обычно относят довольно высокие температуры (250...400 °С) десорбции и необходимость механической и (или) химической активации. Для повышения скорости поглощения/выделения водорода и снижения температуры абсорбции и десорбции водорода магний превращают в порошок с размерами частиц менее 50...75 мкм и легируют №, La, Се, Cd, Fe, Lu, Sn, Ег, Ті, Мп [7].
Авторами настоящей работы на протяжении ряда последних лет проводятся исследования [8-16] в этом направлении. В частности, было изучено влияние легирования ниобием и ванадием на каталитическую активность магния и его гидрида, а также влияние механической активации (размол в шаровых высокоэнергетических мельницах) на кинетические параметры сорбции водорода. Результатом этих исследований явилось создание технологии производства сплавов на основе магния с высоким значением обратимого хранения водорода. Для производства сплавов в промышленном масштабе требуется разработка такой технологической цепочки, в которой энергетические затраты на механическую активацию были бы сведены к минимуму. Одним из решений этой задачи является применение методов интенсивной пластической деформации (ИПД).
Известно [17], что применение ИПД позволяет получить материал с ультрамелкодисперсным зерном (100 - 200 нм) и высокой степенью искажений кристаллической структуры. Оба этих фактора способствуют повышению сорбционной емкости порошков на основе гидрида магния. Казалось бы, дальнейшее повышение степени
Структурный тип соединения Состав Гидрид Обратимая запасенная емкость содержания водорода, вес. % Температура десорбции, °С
АВ Реїі РеїіН18 1 40
ав2 7г(Сг,М)2 7г(Сг,М)2Н4 1 гЧ 40-90
ав5 ЬаИі5 ЬаЧі5Н55 1.2-1.3 40
ОЦК їі-Сг-Чі їі-Сг-ЧіН5 1.0-2.3 40 -110
М§2М М§2М м§2мн4 3.0 280
М§ М§ (активированный) М§Н2 6.0-7.0 280
аланаты □-А! иА!Н4 до 10 150 - 220
дисперсности порошков должно приводить к улучшению кинетики сорбции исследуемого материала, тем не менее установлено [18], что использование композиций с наноразмерным зерном имеет и определенный негативный момент. Речь идет об остаточном водороде, который в этом случае, сохраняется в образце и снижает так называемую “обратимую емкость” водорода в сплаве.
В рамках настоящей работы мы исследовали эволюцию структуры промышленного сплава на основе магния А231, сформированную ИПД, с целью оптимизации параметров повышения сорбционной емкости водорода.
2. Материалы и методика эксперимента
Объектом исследования служил сплав на основе магния А231 (3% А1, 1% 2п, остальное Mg). Интенсивную пластическую деформацию осуществляли по методу равноканального углового прессования (РКУ) по маршруту А и Вс девятью проходами образцов при температуре 225°С (рис.1).
Рис. 1. Варианты РКУ прессования [19]
При использовании маршрута А ориентация заготовок оставалась неизменной, при использовании маршрута Вс после каждого прохода заготовку поворачивали вокруг оси образца на угол 90 градусов. Рентгеноструктурные исследования проведены на дифрактометрах PW1720 (Philips) и D5000 (Siemens), исследование текстуры осуществляли на дифрактометре Texture (Siemens) в Cu К излучении. Расчет текстуры вели по программe Igor Pro 5 (продукт WaveMetrics Inc.). Параметры микроструктуры сплава рассчитывали по методу Williamson - Hall [20].
3. Результаты и обсуждение
Экспериментальное исследование интенсивных пластических деформаций и связанных с ними
процессов структурообразования было начато во второй половине ХХ в. В основном внимание уделялось металлам с кубическими решетками - ГЦК или ОЦК. Тогда же В. М. Сегалом [21] был предложен метод РКУ прессования, который позволял за счет деформации простым сдвигом подвергать материалы пластическим деформациям без изменения поперечного сечения заготовок. В 90-х гг. Р. З. Валиевым [22-23] этот метод был впервые применен для получения структур с мелко- и на-нокристаллическим размером зерен. К настоящему времени подобные работы ведутся во многих научных центрах не только России, но и Украины, США, Германии, Франции, Японии. Факт этот настолько хорошо известный, что не требует, на наш взгляд, особых доказательств, достаточно посмотреть материалы любой конференции, например [24]. Для первого знакомства можно рекомендовать обзор [19] и монографию Р. З. Валиева [25].
По-прежнему основное внимание уделяется металлам с кубической структурой [26-39], поскольку процессы фрагментации структуры и текстуро-образования в металлах, например, с ГПУ решеткой [40-44] очень сложны. Данное обстоятельство обусловлено еще и тем, что деформационное поведение ГПУ кристаллов чрезвычайно чувствительно к параметру с/а (с и а -параметры кристаллической решетки), и, в зависимости от степени его отклонения от величины, характерной для идеальной гексагональной решетки с/а = 1.633, может существенно различаться. Отсутствие данных об изменении тонкой структуры магния, обусловленном процессом пластической деформации, и побудило нас провести анализ эволюции структуры материала с ГПУ решеткой подвергнутого ИПД.
Анализ основных систем скольжения, характерных для Mg [45], показал, что для иследуемого металла существуют преимущественно три таких системы: первичная - базисная {0001} <1120> , вторичная - призматическая {1010} <1120>, дополнительная - пирамидальная {1011} <1120> и {1122} <1123>. Считается, что при комнатной температуре деформация магния и сплавов на его основе осуществляется преимущественно посредством базисного скольжения. Эксперименты, проведенные нами, позволили установить закономерности, описанные в следующем разделе.
3.1. Исследования текстуры деформации
Первые работы по использованию РКУ прессования для получения ультрамелкодисперсного зерна показали [19] эффективность данной методики уже после 2 проходов. Однако получаемые при этом структуры имели в основном ячеистое строение, формирование большеугловых границ наблюдали лишь при увеличении числа проходов до 8 и
POLE FIGURE (raw data)
Sample name: Mg_MCP (002) reflection
I
POLE FIGURE (raw data)
Sample name: AZ31_A_9 (002) reflection 20=34.370°
Institut Neel - CNRS - Grenoble
270
0
Рис. 2. Полюсные фигуры образцов сплава AZ31:а - исходное состояние; б, в, г - РКУ маршрут А, 9 проходов при Т =225°С; д, е, ж -РКУ маршрут Вс, 9 проходов при Т =225°С плюс один проход при Тком ; з, и, к - РКУ маршрут Вс, 9 проходов при Т =225°С. Проекция на плоскость (0002): а, б, д, з; проекция на плоскость (1010): в, е, и; проекция на плоскость (1011): г, ж, к
более. Характер изменения микроструктуры заготовок ясно иллюстрировал наличие текстуры в материале. В силу сложного напряженного состояния образца, подвергнутого ИПД (факторы: трение на границе касания с оснасткой, величина усилия деформации, скорость прохождения заготовки через канал, температура деформации и т.д.), текстуры, как правило, довольно сложны, несимметричны и имеют свои особенности для каждого типа материала. Тем не менее их выявление позволяет сформулировать общие закономерности деформации различных сплавов с гексагональной плотнейшей упаковкой.
Установлено, что полюсные фигуры исходных заготовок соответствуют распределению интенсивности в пределах дебаевского максимума. Для примера на рис. 2, а показано распределение интенсивности для отражения (002). Картина существенно изменяется при осуществлении деформации РКУ.
Из представленных данных видно, что формирование текстуры всех исследованных нами образцов обусловлено преимущественно активизацией дислокационного скольжения по базисным плоскостям, типа {0001}, причем характер ориентировок в текстурных максимумах для прохода А и прохода Вс существенно различен.
POLE FIGURE (raw data)
Sample name: AZ31_A_9 (100) reflection 20=32.160°
Institut Neel - CNRS - Grenoble
270
POLE FIGURE (raw data)
Sample name: AZ31_A_9 (101) reflection 20=36.590°
Institut Neel - CNRS - Grenoble
270
POLE FIGURE (raw data)
180
Sample name: MgAZ31_Bc_9_1 (100) reflection 20=32.160°
POLE FIGURE (raw data)
Sample name: AZ31_Bc_9_T100 (100) reflection
Institut Neel - CNRS - Grenoble
15
10
0
7 aobit
t 200
270°
Institut Neel - CNRS - Grenoble
t 2007
270°
Institut Neel - CNRS - Grenoble
t 2007
Анализ напряженного состояния материала в зоне перехода из вертикального в горизонтальный канал (рис.1) позволяет утверждать [47], что условно выбранная в виде круга ячейка в недеформирован-ном образце, в первом проходе, в результате простого сдвига в месте пересечения каналов, приобретает форму эллипсоида. Увеличение количества проходов по маршруту А приводит к увеличению длины большей оси эллипсоида. Картина смещенного текстурного максимума (рис. 2, б) хорошо согласуется с этими представлениями. Для маршрута Вс второй проход приводит к изменению направления сдвига, что в конечном итоге формирует более четкий текстурный максимум (рис. 2, д,
з).
Анализ процессов текстурообразования позволил предположить, что формирование более четко выраженной текстуры - проход Вс с дополнительной РКУ деформацией при комнатной температуре
- должен был бы соответствовать образованию большеугловых границ и измельчению зерна.
3.2. Расчет тонкой структуры
Размер областей когерентного рассеяния (D) и величину микронапряжений (е) рассчитывали, используя зависимость приведенного уширения £*(20) = [P(20)cos0]/X дифракционных отражений (hkl) от вектора рассеяния s = (2 sin 0)/X. [20], где 20 - угол отражения, X - длина волны излучения, в
- экспериментально измеренное уширение линии с поправкой на инструментальную ширину линии. В этом случае средний размер кристаллитов D находили экстраполяцией зависимости приведенного уширения b* от величины вектора рассеяния s на значение вектора s=0, с учетом, что D = 1/ b*. Величину микронапряжений определяли из угла наклона прямой, аппроксимирующей зависимость b*(s), е = {[b*(20)]/2s}«lOO%.
Анализ результатов, приведенных на рис. 3, показал, что размер кристаллитов сплава, подвергнутого ИПД деформации, зависит от маршрута прохождения РКУ прессования. Согласно проведенным расчетам, средний размер областей когерентного рассеяния для образцов, деформированных по маршруту А, составляет ~120 нм, для маршрута Вс от ~100 нм до ~300 нм. Минимальный размер кристаллита (~100 нм) был получен при использовании режима 9 проходов Вс при температуре 225°С с дополнительным проходом при комнатной температуре (рис. 3, б прямая 2). При этом произошло не только существенное дробление кристаллитов, но и возрастание микронапряжений. Дополнительный проход Вс при комнатной температуре привел к увеличению е на порядок: от 0.025 до 0.20%. Следовательно, для получения более мелких кристаллитов маршрут Вс оказался более эффективным, чем маршрут А.
г 2
▲
А A 2 А
А А OJ S Г\1 с А
о о О <м _ „ ■ ТҐ* о -е 1'
\\ И> э ^ О I О 103 I • 1
002 102 • • 2 о
0,2
0,4
0,6
0,8
s, A-1
0 0,2 0,4 0,6 0,8
s, A
Да ^ А 2 А
А
—ъ 1
Рис. 3. Зависимость уширения рефлексов Ь*(2в) от вектора рассеяния s для суб-микрокристаллического магниевого сплава А131: а - маршрут А; 1,1' - 9 проходов при температуре РКУ прессования 225°С, 2 -9 проходов при температуре РКУ прессования 225°С плюс один проход при Тком. б - маршрут Вс; 1 -9 проходов при температуре РКУ прессования 225°С, 2 - 9 проходов при температуре РКУ
прессования 225°С плюс один проход при Т
кпм.
В настоящее время нет четко установленной корреляции между уровнем внутренних напряжений магниевого сплава и его сорбционными характеристиками. Однако нам представляется, что ре-
б
б
4
з
0
0
a
б
б
4
з
2
1
0
б
зультаты, представленные на рис. 3, позволяют приблизиться к пониманию этой ситуации. Во-первых, следует отметить, что характер распределения экспериментальных точек различен для двух исследованных нами маршрутов РКУ прессования. Меньший разброс значений для прохода Вс свидетельствует об изотропном характере напряжений в образце, тогда как для прохода А характерен скорее анизотропный характер распределения внутренних напряжений. Во-вторых, существует вполне определенная закономерность в распределении экспериментальных точек на графике, которая отчетливо проявляется, если каждой точке поставить в соответствие индекс плоскости отражения. Обратим внимание на аппроксимирующие зависимости 1 и 1' , рис. 3. Линия 1 есть преимущественно результат аппроксимации данных для плоскостей отражений (002), (004) и (112), т.е. это именно те плоскости, которые определяют базисную и пирамидальную системы скольжения для ГПУ решеток. Низкие значения микродеформации (~
0.025%) свидетельствуют в пользу того, что по этим плоскостям произошла деформация и, как следствие, - релаксация напряжений. По другим плоскостям (рис. 3, зависимость 1' ), напряжения достигли более высокого значения, микродеформация составляет ~0.1%.
Рассчитанное нами минимальное значение величины областей когерентного рассеяния в сплаве А231 после РКУ прессования хорошо согласуется с результатами теоретической работы Б.М. Быкова с соавторами [48], где показано, что при больших ИПД деформация зеренной структуры не может привести к образованию фрагментов менее, чем 100 нм.
3.3. Сорбционная емкость
Для определения кинетических параметров сорбции/десорбции водорода сплавом А231 были получены так называемые РСТ (давление - концентрация - температура) кривые для всех исследованных режимов деформации. Установлено, что для режима 9 проходов по маршруту Вс (с заключительным проходом при комнатной температуре) достигнуто рекордно высокое значение обратимого хранения водорода ~7 вес.%. На сегодняшний день не существует аналога столь высокого обратимого содержания водорода в сплаве.
4. Заключение
Исследование промышленного сплава на основе магния Л231 с целью оптимизации параметров микроструктуры для увеличения сорбционной емкости хранения водорода показало:
1. Метод равноканального углового прессования как способ осуществления ИПД, действительно, приводит к измельчению структуры сплава.
2. Из двух исследованных нами маршрутов реализации РКУ прессования А и Вс наиболее перспективным для массового производства элемента конструкции для хранения водорода является маршрут Вс.
3. Механоактивация сплава AZ31 посредством ИПД, на данном этапе исследований, позволяет получить размер кристаллита ~100 нм.
Авторы благодарны РФФИ за финансовую поддержку исследований в рамках российско-французского проекта PICS, грант № 07-08-92168-НЦНИ-а.
Список литературы
1. Петрачкова А., Волков К. //Ведомости. 2007, № 112(1886). 21 июня.
2. Тарараева Е. М. // Альтернативная энергетика и экология. 2005. № 1(21). С. 66
3. Пивнюк В. // В мире науки. 2008. № 4. С.14.
4. Тарасов Б. П. // Альтернативная энергетика и экология. 2003. Спец. вып. С. 38.
5. Михеева В. И. // Гидриды переходных металлов. М.: Изд-во АН СССР, 1960. 198 с.
6. Антонова М. М. // Свойства гидридов металлов. Киев: Наукова думка, 1975. 128 с.
7. Колачев Б. А., Ильин А. А., Лавренко В. А. и др.
//Гидридные системы: справочник. М.: Металлургия, 1992. 350 с.
8. Charbonnier J., de Rango P., Fruchart D. et al. // J. Alloys and Compounds. 2005. Vol. 404-406. P. 541.
9. Charbonnier J., de Rango P., Fruchart D et al. //Ibid. P. 384.
10. Charbonnier J., de Rango P., Fruchart D. et al. // Abstrs. Int. Conf. On Hydrogen Storage Material. For Alternative Energy Source (ARCI). Hyderabad, India, 2005. P. 31.
11. Fruchart D., Miraglia S., Skryabina N. et al. // Abstrs. 12th International Symposium on Metastable and NanoMaterials (ISMANAM). Paris, France. 2005. P. PL-15.
12. Shelyapina M. G., Fruchart D., Skryabina N. et al. // Hydrogen in Matter. American Institute of Physics. 2006. Vol. CP837. P. 104.
13. Miraglia S., Fruchart D., Skryabina N. et al. // J. Alloys and Compounds. 2007. Vol. 442. P. 49.
14. Shelyapina M. G., Kasperovich V. S., Skryabina N. E. et al. // Physics of the Solid State. 2007. Vol. 49, № 3.P. 399.
15. de Rango P., Chaise A.,Fruchart D. et al. // J. Alloys and Compounds. 2007. Vol. 446. P. 52.
16. Fruchart D., de Rango P., Miraglia S. et al. //
Proc. 15 Intern. Conf. “HTM-2007” Donetsk, 2007. Vol. 2. P. 919.
17. Toth L. S., Kopacz I., Zehetbauer M. etal.// Proc. Int. Conf. on Processing and Manufacturing of Advanced Materials. Las Vegas, USA. 2001. Vol. 117/3.
18. Zaluski L., Tessier P., Ryan D. H. // Journal of Materials Research. 1993. Vol. 8. P. 3059.
19. Valiev R. Z., Langdon T. G. //Progress in Materials Science. 2006. Vol. 51. P. 881.
20. Hall W. H., Williamson G. K. // Proc. Phys. Soc. London. 1951. Vol. 64. № 383B. P. 937.
21. Сегал В. М., Резников В. И., Дробышевский А. Е. и др. // Известия АН СССР. Металлы. 1981 . № 1. С. 115.
22. Valiev R. Z., Krasilnikov N. A., Tsenev N. K. // Mater. Sci. Eng. 1991. Vol. A137. P. 35-40 .
23. Valiev R. Z., Krasilnikov N. A., Mulyukov R. R., // Ibid. 1993. Vol. A168. P. 141-14.
24. Proceedings of the 2nd International Conference on Nanomaterials by Severe Plastic Deformation. Fundamentals - Processing - Application. December 2002. Vienna, Austria.
25. Ultrafme - grained materials prepared by severe plastic deformation (ed. By Valiev R. Z.) Annales de Chimie. Science des Materiaux. 1996. Vol. 21. № 6-7. P. 369.
26. Ferrasse S., Segal V. M., Hartwig K. T. et al. // Metall. Mater. Trans. 1997. Vol. 28A. P. 1047.
27. Apps P.J., Bowen J. R. , Prangnell P. B. // Acta Mater. 2003. Vol. 51. P. 2811.
28. Islamgaliev R. K., Yunusova N. F., Valiev R. Z. et al. // Scripta Mater. 2003. Vol. 49. P. 467.
29. Apps P. J., Berta M, Prangnell P. B. // Acta Mater. 2005. Vol. 53 P. 499.
30. Xu C., Furukawa M., Horita Z. et al. //Ibid. P.
749.
31. Horita Z., Ohashi K., Fujita T. et al. // Adv. Mater. 2005. Vol. 17. P. 1599.
32. Komura S., Horita Z., Nemoto M. et al. // J. Mater. Res. 1999. Vol. 14. P. 4044.
33. Neishi K., Horita Z., Langdon T. G. // Scripta Mater. 2001Vol. 45. P. 965.
34. Neishi K., Horita Z., Langdon T. G. // Mater. Sci. Eng. 2002. Vol. A352. P. 129.
35. Dalla Torre F. H., Lapovok R., Sandlin J. et al. // Acta Mater. 2004. Vol. 52. P. 4819.
36. Rabkin E., Gutman L., Kazakevich M. et al. // Mater. Sci. Eng. 2005. Vol. A396. P. 11.
37. LapovokR. , Dalla Torre F. H., Sandlin J. et al. // J. Mech. Phys. Solids. 2005. Vol. 53. P. 729.
38. Neishi K., Horita Z., Langdon T. G. // Mater .Sci. Eng. 2002. Vol. A325. P. 54.
39. Suzuki T., Vinogradov A., Hashimoto S. // Mater. Trans. 2004. Vol. 45. P. 2200.
40. Matsubara K., Miyahara Y., Horita Z. // Metall. Mater. Trans. 2004. Vol. 35A.P. 1735.
41. Miyahara Y., Matsubara K., Horita Z. et al. // Ibid. P. 1705.
42. Lin H. K., Huang J. C, Langdon T. G. // Mater. Sci. Eng. 2005. Vol. 402. P. 250.
43. Semiatin S. L., Segal V. M., Goforth R. E. et al. // Metall. Mater. Trans. 1999 Vol. 30A. P. 1425.
44. DeLo D. P., Semiatin S.L. // Ibid. P. 2473.
45. Черняева Т. П., Грицина В. М. // Вопросы атомной науки и техники. 2008. № 2. С. 15.
46. Ахмадеев Н. А., Валиев Р. З., Копылов В. И. и др.// Известия РАН. Металлы. 1992. № 5. С. 96.
47. Iwahashi Y., Wang J., Horita Z. et al. // Scripta Mater., 1996. Vol. 35. P. 143.
48. Быков Б. М., Лихачев В. А. // Физика металлов и металловедение. 1978. Т. 45. № 1. С. 163.
