Закономерности пластической деформации ГПУ-сплавов циркония на различных структурно-масштабных уровнях тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Полетика Тамара Михайловна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ГПУ - СПЛАВОВ ЦИРКОНИЯ НА РАЗЛИЧНЫХ СТРУКТУРНО-МАСШТАБНЫХ УРОВНЯХ

01.04.07 - Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

2 7 СЕН 20/2

Томск-2012

005047345

Работа выполнена в Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Институте физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук

Официальные Глезер Александр Маркович

оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор,

Институт металловедения и физики металлов имени Г. В. Курдюмова в составе ФГУП ЦНИИчермет им. И. П. Бардина, директор

Коротаев Александр Дмитриевич,

доктор физико-математических наук, профессор, Национальный исследовательский Томский государственный университет, профессор кафедры физики металлов

Иванов Юрий Федорович,

доктор физико-математических наук, доцент, ФГБУН Институт сильноточной электроники СО РАН, ведущий научный сотрудник лаборатории плазменной эмиссионной электроники

Ведущая организация: Федеральное государственное бюджетное

учреждение науки Институт физики металлов Уральского отделения Российской академии наук

Защита состоится "17" октября 2012 г. в 14:30 на заседании диссертационного совета Д 003.038.01 при ИФПМ СО РАН по адресу: 634055, г. Томск, пр. Академический, 2/4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГБУН ИФПМ СО РАН.

Автореферат разослан « 29 » августа 2012 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор технических наук, профессор

Сизова О.В

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы Металлы с ГПУ- структурой составляют значительную группу, в которую входят элементы, имеющие важное техническое значение. Однако в отличие от хорошо изученных ГЦК- и ОЦК-материалов, природа пластической деформации металлов с низкой симметрией решетки остается до конца не ясной, что связано с резкой неравноправностью систем скольжения, обеспечивающей наличие менее пяти независимых систем скольжения и неопределенность в выборе вторичных систем скольжения и двойникования, зависящем от многих факторов: степени и скорости деформации, ориентации зерна относительно оси нагружения и соседних зерен, степени текстурированности материала, уровня его чистоты и др. Наибольшее внимание в последнее время привлекают ГПУ- поликристаллы с отношением с/а < 1.633, дающим потенциальную возможность активизации большего числа систем скольжения. К таким материалам относятся a-Zx и сплавы на его основе, разработанные для использования в ядерной энергетике1.

Для ГПУ-сплавов циркония выполнен большой объем всесторонних исследований с целью модифицирования и оптимизации их легирующего и примесного состава, повышения функциональных свойств. В то же время не до конца реализованы возможности управления технологической пластичностью в процессе холодной обработки давлением сложнолегированных циркониевых сплавов, определяемые особенностями эволюции их дефектной структуры в процессе нагружения, а также влиянием на неё структурно-фазового состояния материала.

Сложившееся к настоящему времени положение в области изучения пластической деформации ГПУ-циркониевых сплавов нельзя считать удовлетворительным, что во многом связано с недостатком систематических экспериментальных исследований в этом направлении. Основные работы по изучению дефектной структуры моно- и поликристаллического циркония выполнены за рубежом в 60 - 70 годы прошлого столетия. Следующий всплеск интереса к цирконию и его сплавам отмечается в последнее десятилетие, что связано с возросшим интересом к ГПУ-материалам и возможностью использования современных методов исследования. Однако противоречия остаются как в результатах эксперимента, так и моделирования процессов дислокационного скольжения и деформационного упрочнения. Сложность интерпретации результатов усугубляется их зависимостью от степени чистоты материалов и набора легирующих элементов.

К основным проблемам, возникающим при анализе деформационного поведения сплавов циркония, следует отнести противоречия в оценках критических напряжений сдвига и энергии дефектов упаковки в различных плоскостях, а также информации о вторичных системах скольжения и последовательности их включения в процесс деформации. Отсутствие надежных данных о вкладе различных деформационных мод в пластическое течение не позволяет до конца понять физические механизмы текстурообразования, а также учесть возможный вклад в деформационное

упрочнение текстурного упрочнения. Другая серьезная проблема -мезоскопическая неоднородность деформации ГПУ-циркониевых сплавов на уровне отдельных зерен, обусловленная упругопластической анизотропией и приводящая к возникновению и развитию макронеоднородности деформации и потери ее устойчивости, связанной с ранним возникновением шейки. Согласованность пластического формоизменения структурных элементов такого рода материалов предполагает одновременное вовлечение в деформацию различных структурно-масштабных уровней, среди которых ведущую роль приобретают аккомодационные механизмы мезоуровня деформации.

Актуальность настоящей работы определяется тем, что в ней реализован многоуровневый подход к экспериментальному изучению пластической деформации анизотропных поликристаллических материалов2, позволяющий установить взаимосвязь и соподчиненность процессов на макро-, мезо- и микроуровнях в условиях существенной неоднородности пластического течения и текстурообразования. Знания по данным вопросам позволяют понять не только особенности деформации анизотропных ГПУ- материалов, но и получить дополнительные сведения о закономерностях деформационного поведения поликристаллов в условиях нагружения, перераспределения напряжения и передачи деформации между различно ориентированными к оси деформации зернами. С другой стороны, эти сведения совершенно необходимы для выяснения природы влияния хода эволюции микроструктуры и текстурообразования на развитие процессов макролокализации деформации, потерю устойчивости пластического течения и образование очага разрушения. Кроме того, безусловно актуальной является задача исследования эволюции дислокационной структуры ГПУ- циркониевых сплавов и влияния на её ход состава, структуры и типа упрочнения (твердорастворного, дисперсного), что представляет самостоятельный научный интерес, а также служит ключом к пониманию роли факторов, определяющих эффективность деформационного воздействия в процессе холодной обработки давлением.

В этой связи целью настоящей работы явилось установление закономерностей пластического течения ГПУ-сплавов циркония на различных структурно-масштабных уровнях в зависимости от состава и типа упрочнения.

В работе поставлены следующие конкретные задачи:

1. Сравнительный анализ кривых пластического течения и стадийности ГПУ сплавов циркония систем гг-№> и гг-8п и установление характера их стадийности.

2. Классификация дислокационных субструктур в ГПУ-сплавах циркония и выявление роли анизотропии скольжения, состава и типа упрочнения в дислокационных превращениях. Установление взаимосвязи эволюции дефектной структуры со стадийностью деформационных кривых.

3. Выявление закономерностей развития макролокализации деформации в циркониевых сплавах и условий потери устойчивости их пластического течения при формировании шейки.

4. Установление взаимосвязи между процессами деформации на микро-, мезо- и макроскопических структурных уровнях на примере самосогласованного пластического формоизменения материала, реализуемого в очаге деформации ГПУ-сплава циркония при его трансформации в шейку разрушения.

Научная и практическая ценность.

1. Выявлен сложный характер параболической стадии кривых деформации сплавов циркония, заключающийся в разделении ее на ряд участков с переменными значениями показателя и скорости деформационного упрочнения.

2. Проведены классификация дислокационных субструктур и систематическое исследование закономерностей дислокационных превращений при пластической деформации технических ГПУ-сплавов циркония систем 2г-№> и установлена взаимосвязь эволюции дефектной структуры с типом упрочнения и со стадийностью деформационных кривых.

3. Проведен анализ эволюции количественных характеристик микроструктуры при деформации, в том числе, на основе представлений о геометрически необходимых дислокациях (ГНД) и геометрически необходимых границах (ГНГ). Выявлена определяющая роль особенностей эволюции подсистемы ГНД в дислокационных перестройках в условиях гетерогенной деформации ГПУ-сплавов циркония.

4. Обнаружено явление низкотемпературного деформационного возврата путем коалесценции субзерен, возникающее по достижении критической фрагментированной структуры как механизм релаксации накопленных внутренних напряжений и один из механизмов текстурообразования в сплавах циркония.

5. Выделены вклады различных компонент дислокационной плотности, а также барьерного упрочнения на субграницах в напряжение течения. Обнаружена обратная зависимость Холла-Петча для субструктуры, связанная с укрупнением элементов структуры в процессе атермической коалесценции.

6. Обнаружено неизвестное ранее явление колебательной неустойчивости пластического течения, проявляющееся во взаимосогласованном периодическом изменении картины распределения локализованной деформации в образце. Установлена взаимосвязь данного явления с развитием градиента скорости деформации в процессе периодического уменьшения поперечного сечения образца, которое сопровождается дискретной сменой показателя деформационного упрочнения параболической кривой.

7. Проведен анализ эволюции микротекстуры и факторов Шмида для различных систем скольжения в процессе растяжения сплава гг-1%ЫЬ в условиях формирования шейки. Установлена взаимосвязь колебательной неустойчивости пластического течения со структурно-ориентационной неустойчивостью в очаге локализованной деформации, обеспечивающей формирование текстуры.

8. Выявлена связь активности различных систем скольжения с закономерностями эволюции количественных параметров микроструктуры. Обнаружена цикличность дислокационных превращений в очаге деформации.

9. Установлена взаимосвязь между нелинейной кинетикой формирования очага разрушения в режиме «упрочнения-разупрочнения» и циклическим характером дислокационных перестроек. Выявлен характер влияния структурно-фазового состояния сплавов на кинетическое соответствие между скоростью деформации и локальными релаксационными деформационными процессами, обеспечивающее повышенную пластичность материала.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Экспериментальные данные о разделении параболической стадии пластического течения ГПУ-сплавов циркония на последовательность участков с переменными значениями показателя и скорости деформационного упрочнения, демонстрирующими повторяющийся процесс «разупрочнения-упрочнения».

2. Данные о типах и параметрах дислокационных субструктур в ГПУ-сплавах циркония, их эволюции в процессе деформации в зависимости от состава и типа упрочнения, определяющей различие в последовательности дислокационных превращений, а также взаимосвязи со стадийностью деформационных кривых.

3. Закономерности деформационного субструктурного упрочнения сплавов циркония, возникающие после достижения критической фрагментированной структуры и заключающиеся в инверсии вкладов компонент дислокационной плотности (рсзд и рпа) в напряжение течения, а также инверсии зависимости Холла-Петча для субзерен, обусловленной изменением роли границ от барьерного упрочнения к разупрочнению при динамическом возврате.

4. Явление колебательной неустойчивости локализованного пластического течения ГПУ-сплавов циркония, связанное с возникновением и развитием градиента скорости деформации в образце и проявляющееся в дискретном уменьшении показателя деформационного упрочнения п после перехода к значениям п<0.5, показывающего момент потери устойчивости пластического течения образца при формировании шейки.

5. Явление низкотемпературного деформационного возврата путем коалесценции субзерен, возникающее на стадии неустойчивости пластического течения как необходимый аккомодационный механизм мезоуровня деформации и один из механизмов формирования текстуры в ГПУ-сплавах циркония.

6. Взаимосвязь колебательной неустойчивости пластического течения со структурно-ориентационной неустойчивостью в очаге локализации деформации, сопровождающейся переменной активностью призматического скольжения и приводящей к периодическим изменениям в микроструктуре материала, включающим цикличность дислокационных превращений, перестройку системы границ, эволюцию зеренной (субзеренной) структуры, образование текстуры деформации.

Достоверность полученных результатов обеспечивается комплексным подходом к решению поставленных задач с использованием современных,

апробированных методов исследования, анализом литературных данных, а также сравнением полученных результатов с данными других авторов.

Личный вклад заключается в литературном поиске и написании критического обзора по теме диссертации, постановке задач исследования, обосновании выбора необходимых методик, личном участии в проведении экспериментов и обработке экспериментальных данных, в анализе результатов и формулировке выводов, написании статей.

Апробация работы. Основные результаты диссертации докладывались и обсуждались на следующих конференциях: Международной конференции «Физическая мезомеханика, компьютерное конструирование и разработка новых материалов» (МЕБО'МЕСН 2004) (2004г., 2006г., 2011г., Томск); Международной школе - семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (2003г., 2005г., Барнаул); Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (2005г., Вологда; 2010г., Киев; 2011г., Харьков); Российской научно-техническая конференции "Физические свойства металлов и сплавов" (2005г., Екатеринбург); Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур» (2006г., 2009г., Москва); Международной конференции «Хаос и структуры в нелинейных системах. Теория и эксперимент» (2006г., Астана, Казахстан); Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (2006г., Самара); 14 Международном симпозиуме «Цирконий в ядерной энергетике» (2006г., Стокгольм, Швеция); 14 и 15 Международных конференциях по прочности материалов (1СБМА) (2006г., Сиань, Китай; 2009г., Дрезден, Германия); Международной конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (2007г., Москва); Международной школе-семинаре «Многоуровневые подходы в физической мезомеханике» (2008 г., Томск); 18 сессии международной школы по моделям механики сплошной среды (2007г., Саратов); 13 и 15 зимних школах по механике сплошных сред (2003г., 2007г., Пермь); 17 и 18 Петербургских чтениях по проблемам прочности (2007г., 2008г., Санкт-Петербург); Международном симпозиуме «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах. ОМА-11, 12» (2008г., 2009г., Ростов на Дону); 5 Международной конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений» (2010г., Тамбов); 18 Международной конференции по использованию синхротронного излучения (2010г., Новосибирск).

Публикации. Основное содержание работы изложено в 50 работах, в том числе в 30 статьях в журналах, рекомендованных ВАК РФ.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, шести разделов, заключения и библиографического списка, включающего 367 источников, всего 342 страницы машинописного текста, в том числе 117 рисунков и 15 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность настоящей работы, показана научная новизна и практическая ценность исследований.

Первый раздел является обзорным. В нем отражены вопросы, посвященные исследованию структуры и свойств циркония и его сплавов, а также механизмов их пластической деформации и деформационного упрочнения. Обсуждаются имеющиеся данные об эволюции дислокационной структуры ГПУ - сплавов циркония в процессе пластической деформации, стадийности деформационных кривых, а также макролокализации и неустойчивости пластической деформации.

Во втором разделе приведено обоснование выбора материалов и методов исследования. Материалы: рекристаллизованные сплавы систем 2г-1ЧЬ: Ъх -[%ЫЬ (Э110), Ък -1%№> - 1.3%8п - 0.4%Ре (Э635), Тл - 2.5%ЫЬ (Э125) и гг-Бп: Ъх - 1,2%$п - 0.5% (Ге+Сг+№, до 0.14%0) (циркалой-2). Сплавы изготовлены на Чепецком механическом заводе (г. Глазов). Образцы вырезали вдоль направления прокатки.и подвергали одноосному растяжению на "1пз1гоп-1185" при скорости деформации 4-10"5с"'. Использовались различные методы обработки деформационных кривых (аппроксимация уравнениями Людвика, Холломона, Круссара-Жауля). Для изучения процессов макролокализации деформации применялись: методика двухэкспозиционной спекл-фотографии, метод реперов в сочетании с фотосъемкой образца в процессе испытаний, лазерное бесконтактное профилирование поверхности. Структурные исследования проводились методами просвечивающей и растровой электронной микроскопии, методом дифракции обратно рассеянных электронов, методом рентгеноструктурного анализа, в том числе, на синхротронном излучении на канале ускорителя электронов ВЭПП-3 в СЦСТИ (г. Новосибирск).

Третий раздел посвящен исследованию стадийности кривых нагружения ГПУ-сплавов циркония. Использование аналитической аппроксимации параболических деформационных кривых Б - е уравнением Людвика: 5 = Бо+ке", где - сопротивление кристаллической решетки движению, к -коэффициент деформационного упрочнения, п - показатель деформационного упрочнения, а также перестроение в координатах 1п(8-Б0)-1п(е) позволили установить, что их можно аппроксимировать кусочно-непрерывной функцией, состоящей из последовательности фрагментов типа уравнения Людвика с различным наклоном, определяемым показателем деформационного упрочнения п (рис. 1). На кривых Круссара-Жауля в координатах 1п(с18/с1е)-1п(е) (рис. 2а) выявлены границы между участками (подстадиями) с различными значениями скорости деформационного упрочнения. Определен набор значений эмпирических параметров, входящих в уравнения прямолинейных отрезков на параболической кривой к1 и и,. Оказалось, что особенностью деформационного упрочнения сплавов циркония является повторяющийся процесс «упрочнения-разупрочнения», который проявляется в чередовании под стадий с меньшими и большими значениями параметров причем

148

0 0 1-Э635

2-циркалой-2

3-Э125

4-Э110

—.-1---•-г-

0,029 0,039 0,050 0,078 0,107 0,135

е

стадии «упрочнения», предшествует короткий переходный участок «разупрочнения». Сопоставление обнаруженной многостадийной кривой упрочнения с кривой в координатах в -Б (рис. 2 б) позволило установить, что III стадии упрочнения соответствуют участки параболы с показателем параболичности п » 0.5, IV стадии - с 0.5 > п > 0.2, а V стадии - с п< 0.2.

Появление подобных приостановок упрочнения на определенных участках деформационных параболических кривых свидетельствует о реализации так называемого «дубль-«» поведения, в качестве физических причин которого обычно рассматривают различные динамические релаксационные процессы в результате различных структурных перестроек: возврата, рекристаллизации, образования полос переориентации, зернограничного проскальзывания и др.

Рис. 1. Характер параболической стадии деформационного упрочнения в сплавах циркония в логарифмическом масштабе.

Рис. 2. Зависимости скорости деформационного упрочнения от истинной деформации в - е (а) и от истинного напряжения в - 5 (б) (сплав Э110).

Четвертый раздел посвящен исследованию природы обнаруженного поведения деформационных кривых путем установления взаимосвязи стадийности кривых упрочнения с эволюцией дефектной структуры и с соответствующими ей механизмами деформационного упрочнения.

Показано, что основным механизмом пластической деформации сплавов циркония систем 7г-Мэ, и гг-Бп является дислокационное скольжение. Доминирует призматическое скольжение, в местах концентраций напряжений около границ зерен и частиц вторых фаз выявлены следы поперечного скольжения <а> дислокаций в плоскости пирамиды I и II рода, а также <с+а> дислокации. Двойникование не является активной модой деформации. Типы наблюдаемых дислокационных субструктур (рис. 3) можно разделить на два класса: неразориентированные субструктуры (хаотическое распределение дислокаций, однородная сетчатая, неразориентированная ячеисто-сетчатая, ячеистая) и разориентированные субструктуры (ячеисто-сетчатая с непрерывными разориентировками, полосовая, фрагменты, субструктура с многомерными разориентировками, полосы локализованной деформации, двойниковая структура).

Установлено, что эволюция дислокационной структуры в сплавах циркония зависит от типа упрочнения и различается для систем Zr-Nb и 7г-8п. Так, для сплавов гг-ЫЪ с преимущественно дисперсным упрочнением характерно формирование субструктур с деформационными границами, включая фрагментированные структуры (рис. 3). Особенностью сплавов гг-№> является высокий уровень внутренних напряжений (до 400 МПа), обусловленных несовместностью деформации зерен с различными упругими свойствами и факторами Тейлора. В результате деформационного наклепа благоприятно ориентированных к призматическому скольжению «мягких» зерен, в них происходит быстрый рост плотности дислокаций и массовое формирование малоугловых границ (рис. 4), что обеспечивает широкий спектр дислокационных субструктур с самого начала пластического течения.

Субструктурная неоднородность наиболее выражена в сложнолегирован-ном сплаве гг-№> (Э635), чему способствуют обилие концентраторов напряжений (различных границ, скоплений выделений вторых фаз) и трудность эффективного аккомодационного скольжения, связанная с низкой дислокационной подвижностью. К факторам, влияющим на мобильность дислокаций в сплаве Э635, следует отнести высокую плотность распределения дисперсных частиц, снижение ЭДУ в плоскостях призмы и дополнительное твердорастворное упрочнение в присутствии Бп, активность <с+а> дислокаций и их взаимодействие дислокациями других систем, неизбежно сопровождающееся формированием различных нескользящих конфигураций. Результатом является сдерживание дислокационных превращений и сохранение высокой гетерогенности деформационного процесса.

К закономерностям деформации сплавов гг-КГЬ также относится зависимость структуры и свойств субграниц от принадлежности образующих их дислокаций к той или иной плоскости скольжения. При деформации возможны два типа границ: 1 - перпендикулярные к направлению скольжения широкие границы (<1°), образованные сгущениями краевых диполей <а> дислокаций в базисной плоскости (рис. 3), а также несовершенные границы в пирамидальных плоскостях, сформированные с участием <с+а> дислокаций;

сетчатые структуры

ячеистые структуры

полосовые структуры

фрагментированные структуры Рис. 3. Дислокационные субструктуры в сплавах гг-№>.

2 - более совершенные малоугловые границы (15-^30°), лежащие в призматических плоскостях и образованные с участием полигонизационных процессов. Границы 1 типа образуют ячеистую структуру, 2 типа - преимущественно полосовую и фрагментированную структуры (рис. 3). Структура границ определяет их дальнейшую эволюцию в процессе деформации, одним из возможных путей которой становится разрушение неустойчивых субграниц и коалесценция субзерен. Так, на IV стадии деформации сплавов 2г-№> обнаружено явление динамического возврата путем атермической коалесценции, которое заключается в формировании крупных анизотропных фрагментов с поперечным размером до 1.5 мкм (рис. 3, указано стрелкой), разделенных протяженными равновесными большеугловыми геометрически необходимыми границами (ГНГ) (угол разворота ~ 15^30°). Внутри анизотропные фрагменты могут содержать ячейки с низкой плотностью дислокаций и несовершенными субграницами с азимутальными разориентациями 1-ьЗ°.

Несмотря на разнообразную картину субструктур при деформации сплавов 2г-№>, для них можно выделить центральную последовательность дислокационных превращений, происходящих при их пластической деформации: хаотическое скопление дислокаций —» неразориентированная сетчатая—» разориентированная сетчатая —> ячеисто-сетчатая—> полосовая субструктура —> фрагментированная структура.

Иная последовательность дислокационных превращений наблюдается в сплаве 2г-8п с преимущественно твердорастворным упрочнением Бп и О, обусловливающим высокий уровень деформирующих напряжений, более низкую подвижность дислокаций, их равномерное распределение, а также сдерживание развития субграниц, являющихся стопорами деформации и источниками высокой локальной плотности дефектов. Характерными элементами дефектной структуры являются прямолинейные винтовые дислокации, дислокационные диполи, дислокационные петли. В этом случае трудность эффективной дислокационной релаксации внутренних напряжений путем формирования субграниц обусловливает коллективную перестройку дислокаций с образованием полос локализации деформации (ПЛД) имеющих границы разориентации высокоуглового типа, параллельные границе зерна (рис. 5). В результате цепочка дислокационных превращений имеет вид: хаотическое скопление дислокаций —» неразориентированная сетчатая —>

Рис. 4. Неоднородность деформации в соседних зернах(сплав Э110, е « 0.02).

разориентированная сетчатая полосы локализации структуры с непрерывными и дискретными разориентировками.

Полосы локализованной деформации формируются на параболической стадии с п < 0.5 (IV стадия). Формирование ПЛД преимущественно вдоль границ способствует переориентации и вовлечению зерен в процесс пластической деформации.

сетчатая субструктура

1 МКМ

полоса локализации деформации (е а 0.06)

дислокационные диполи

Рис. 5. Дислокационные субструктуры в сплаве циркалой-2.

Взаимосвязь эволюции микроструктуры исследуемых сплавов со стадийностью деформационных кривых соответствует общепризнанным представлениям, согласно которым, появление IV стадии упрочнения связано с активным формированием дислокационно-дисклинационных субструктур (фрагментированных - в сплавах полос локализации деформации - в

сплаве циркалой-2). Это подтверждают результаты анализа эволюции количественных параметров дислокационной структуры и дальнодействующих мезо- и микроскопических полей внутренних напряжений. Так, на начальном этапе деформирования наблюдается быстрый рост средних значений скалярной плотности дислокаций р, плотности границ М (сплавы 2г-№>), амплитуды кривизны-кручения %. Далее на IV стадии упрочнения возможно снижение скорости их роста и релаксация внутренних напряжений в результате различных дислокационных перестроек. Отсутствие возможности эффективной пластической релаксации в условиях низкой подвижности

дислокаций (сплаве Э635) приводит к преждевременному разрушению материала.

Наличие высоких локальных градиентов пластической деформации, обусловленных пластической аккомодацией напряжений около границ, позволило рассмотреть закономерности деформационного упрочнения сплавов циркония в рамках представлений о геометрически необходимых дислокациях (ГНД). Возникновение и рост ГНД является результатом дислокационной релаксации локального изгиба-кручения кристаллической решетки, вызванного локальными препятствиями и концентраторами напряжений. Величина ргнд измерялась3 непосредственно по величине кривизны-кручения решетки а плотность статистически запасенных дислокаций рад, создающих равномерную деформацию, определялась как

Рсзд = Р - Ргнд- Оказалось, что ГНД принадлежит решающая роль в эволюции дефектной структуры в сплавах Ъх- Мэ (рис. 6а, б), для которых выполняется д„д » Рсзд с самого начала пластической деформации, что дает возможность достаточно надежного экспериментального анализа величины ргид.

0 2 4 6 8

Рис. 6. Зависимости средней скалярной плотности дислокаций рср, ее компонент и /?ст и

плотности субграниц М от степени деформации в сплавах циркония (а -Э110, б - Э635, в - циркалой-2).

Установлено, что особенности эволюции подсистемы ГНД определяют характер деформационного поведения данных сплавов. Показана определяющая роль различного типа границ в формирование плотности ГНД при деформации сплавов циркония. Так, именно коллективный уход ГНД в границы при

IV стадия

динамическом возврате на IV стадии упрочнения (сплав Э110) сопровождается инверсией вкладов {рнд < рав), что обеспечивает релаксацию высоких полей напряжений и переход с микро- на мезоуровень деформации (рис.6 а).

В противном случае происходит накопление ГНД, обусловливающее дополнительное локальное упрочнение и разрушение материала, как это имеет место в сплаве Э635. Рост общей плотности дислокаций сплава циркалой-2 (рис.6.в) обусловлен плотностью статистически запасенных дислокаций, обеспечивающих равномерную деформацию и отсутствие высоких градиентов локальных напряжений.

Выделены вклады в напряжение течения (для сплавов 7г-МЬ), обусловленные средней скалярной плотностью дислокаций рср и ее компонентами рад и рнл. Установлено, что механизм торможения ГНД, определяемый дально-действующими полями напряжений (£■ -р1), приводит к невыполнимости зависимостей Б~рш для доминирующей компоненты р1ш и для средней р соответственно (рис. 7). Основной вклад в накопление рпт дает барьерное торможение на различных границах, что обеспечивает выпонение соотношения Холла-Петча для субструктуры (рис. 8).

В то же время зависимость

е 1/2

Ь-р достаточно хорошо описывает упрочнение для рад, для которых основным меха-низмом торможения сдвига является контактное торможение дислокаций за счет пересечения дислокаций леса, а также субграниц.

Нелинейность изменения рт, наблюдаемая на IV стадии

р.«"10, СМ

Рис. 7. Зависимость упрочнения от средней скалярной плотности дислокаций рСр и ее компонент рсзд и р, нл, сплав Э110, п - показатель степени зависимости S - р".

1 1 1 К = -0.58 МПа«мга ' ! *

П = 0,48 \ О Э635

■ Э110 "

К = 0.5 МПа-мк

п = -1

я \

У \ /

К = 0.48МПа>м''

Л = -0.54

0.37 1,00

6

d, ю , м

Рис. 8. Зависимость упрочнения от среднего размера субструктуры d для сплавов Э110 и Э635 (К - коэффициенты в уравнении Холла-Петча и п -показатель степени зависимости S- d1).

упрочнения, отражает инверсию вкладов компонент плотности дислокаций. При этом выполнение отношения /9Г11л/рс:!Д = 1 соответствует достижению критического размера структурного элемента, отражающему переход между микро- и мезоуровнем в процессе деформации. Действительно, явление динамического возврата путем коалесценции субзерен возникает после достижения предельной (критической) фрагментированной структуры со средним размером фрагментов 0.3-Ю.4 мкм (сплав Э110). Локальное разрушение фрагментированной структуры сопровождается формированием крупных анизоропных фрагментов (зерен), вытянутых вдоль оси растяжения.

Таким образом, коалесценция фрагментов является необходимым механизмом релаксации накопленных высоких внутренних напряжений, предотвращающим разрушение материала. Это проявляется в появлении обратной ветви зависимости Холла-Петча для субструктуры (рис. 8), связанной с укрупнением элементов структуры. По достижении в ходе деформации критического размера фрагментов (в случае предотвращения разрушения), который соответствует минимальным размерам субструктуры при интенсивной деформационной обработке, в том числе, сплавов циркония, возможным сценарием эволюции структуры является разрушение слабых границ. При этом возрастает роль границ как стоков для дислокаций. С учетом субструктурной неоднородности деформируемых сплавов 7г-ТЧЬ, которая предполагает одновременное конкурирующее действие различных механизмов структурообразования в локальных участках образца, а также наличия субграниц различного типа, следует говорить о выполнении модифицированной зависимости Холла-Петча </'", где с/ - средний размер элементов структуры, 1/2 < т < 1. Так, для сплава Э635 выполняется обратное соотношение 5 ~ (рис. 8).

Обнаруженные закономерности пластической деформации показывают, что динамическими релаксационными процессами, которые обеспечивают изменение скорости деформационного упрочнения, являются динамический возврат в сплавах 7г-М> и образование полос локализации деформации - в сплаве 2г-Бп. Однако наблюдаемые структурные перестройки микро- и мезоуровня не удается однозначно увязать с периодическим появлением на параболических деформационных кривых участков «упрочнения-разупрочнения». Данные процессы протекают в образце локально в зернах (группах зерен), что должно приводить к выходу деформации на более высокий масштабный уровень, то есть к ее макролокализации и потери устойчивости пластического течения.

Пятый раздел. С помощью метода двухэкспозиционной спекл-фотографии, разработанного в ИФПМ СО РАН4, изучены закономерности макролокализации пластической деформации при растяжении ГПУ- сплавам циркония. Установлено, что характер локализации деформации на параболической стадии определяется показателем параболичности: при п > 0.5 наблюдается стационарная система зон макролокализации, а при п < 0.5 - их

перемещение, сопровождающееся периодическим изменением пространственного периода неоднородностей деформации (количества зон локализации).

Предложенная в работе методика оценки степени суммарной деформации в образце позволила: 1) выделить очаги устойчивой макролокализации деформации, положение которых фиксировано в образце до образования в одном из них шейки и последующего разрушения образца (рис. 9); 2) установить в таких очагах периодический характер накопления локальных удлинения Дехх и сужения Аеуу, а также колебательное изменение скорости локализации в режиме «упрочнение-разупрочнение» (рис.10).

Так получены экспериментальные данные о закономерностях локализации пластического течения сплавов циркония, которые проявляются во взаимосогласованном периодическом изменении картины распределения активных очагов локализованной деформации и скорости локальной деформации и отражают неустойчивость процесса пластического течения. Потеря устойчивости возникает на параболической стадии упрочнения после перехода к значениям показателя деформационного упрочнения п < 0.5.

Сравнительный анализ значений Де.и для сплавов циркония показал, что наибольшую склонность к локализации деформации проявляют сплавы системы Zr-Nb, в то время, как для сплава Zr-Sn величина прироста локальной деформации на порядок меньше, что обеспечивает относительно высокую способность данного материала к устойчивой пластической деформации.

Совместный анализ эволюции локализации пластической деформации методами спекл-фотографии и анализа профиля поверхности показал, что обнаруженная колебательная неустойчивость связана с началом локального неоднородного изменения геометрии деформируемого образца и последующего прогрессирующего периодического уменьшения его поперечного сечения при формировании шейки. Кинетика данного процесса является нелинейной как в продольном, так и в поперечном направлениях и

15.00 20.00 25.00 30.00

Рис. 9. Характер накопления макролокализации деформации: а - спекл - изображение, б - оптическое изображение

Рис.10. Закономерности формиро- Рис.11. Закономерности формирования шейки, полученные методом вания шейки, полученные методом спекл-фотографии в продольном реперов в продольном (кривая 1) и (кривая 1) и поперечном (кривая 2) поперечном (кривая 2) направлениях направлениях в сплаве циркалой-2: а в сплаве Э125: а - изменение - накопление локальной локальных деформаций ех и еу; б -деформации; б - скорость локальной измеНение скорости локальных деформации; в - изменение деформаций и ё,; в - изменение

производной скорости деформации. „ .

производной скорости деформации

определяется взаимосвязанным колебательным изменением скоростей локальных деформаций удлинения и сужения (рис. 11). Анализ кинетики трансформации устойчивого очага макролокализации в шейку позволил установить взаимосвязь данного процесса со стадийностью кривой растяжения

и выделить три стадии формирования шейки: стадия почти постоянной скорости пластического течения (и > 0.5), соответствующая III стадии деформационной кривой; стадия локального колебательного «упрочнения-разупрочнения» при 0.5 > п > 0.2, на которой происходит периодически прогрессирующее уменьшение поперечного сечения образца (стадия IV), и стадия устойчивого разупрочнения при и <0.2 (стадия V), связанная с образованием шейки разрушения.

Таким образом, цикл неустойчивости пластического течения, соответствующий периоду накопления деформации в очаге макролокализации, сопровождается сменой показателя деформационного упрочнения п на параболической стадии упрочнения. Это означает, что дискретность изменения п является следствием развития неустойчивости пластического течения и, прежде всего, связана с развитием градиента скорости деформации по длине образца из-за появления локальной геометрической неоднородности. Переход от максимального значения показателя параболичности п = 0.5 к значениям п < 0.5 демонстрирует возникновение градиента скорости деформации, то есть сигнализирует о потере устойчивости пластического течения, связанной с формированием шейки перед разрушением материала.

Основные факторы, обеспечивающие колебание скорости деформации в очаге макролокализации в режиме «упрочнение-разупрочнение», связаны с локальными характеристиками деформационного и скоростного упрочнения циркониевых сплавов, которые обусловлены конкретными микроструктурными релаксационными процессами. Следует учитывать и то, что локальное изменение геометрии образца и локализация пластического течения, сопровождающиеся изменением напряженно-деформированного состояния, в случае анизотропных материалов неизбежно порождают текстурную неоднородность. Для выяснения физических причин обнаруженного явления необходимо получение данных о взаимосвязи процессов в очаге локализованной деформации на различных структурно-масштабных уровнях.

Шестой раздел. В качестве материала исследований эволюции микроструктуры и микротекстуры в очаге макролокализации в процессе его трансформации в шейку выбран базовый сплав 7х - 1%№>, имеющий наиболее простой химический состав и структуру. Сравнительный анализ областей очага макролокализации и окружающего материала проводился со степени общей деформации е я 0.05 (начало локального неоднородного изменения геометрии образца). Для определения истинных деформаций и напряжений в очаге макролокализации использовали деформационные кривые, перестроенные по текущему минимальному поперечному сечению и действующей нагрузке.

Совместный анализ эволюции микротекстуры и распределения факторов Шмида позволил выявить действующие системы скольжения и исследовать сложную кинетику текстурообразования в очаге деформации при растяжении. На рис. 12 приведены прямые полюсные фигуры (ППФ) для {0001}, которые показывают распределение нормалей при различных степенях локальной

Рис. 12. Эволюция микротекстуры и микроструктуры: а - изменение полюсной плотности на ППФ для плоскости {0001} (НР - направление растяжения, ПН — поперечное направление); б - изменение распределения факторов Шмида для призматической и базисной плоскостей относительно направления растяжения (НР) (Р - доля зёрен, 5Т7 — фактор Шмида); в - ДОЭ -карты ориентаций для призматического скольжения (во вставках приведены соответствующие распределения зёрен по факторам Шмида SF.

■ {1010)<П20> •О {0001 }<1120>

у/' -

г »Л

деформации, а также представлены карты ориентации и соответствующие распределения зерен по факторам Шмида для призматического {0110} (1210) и базисного {0001} (1210) скольжения относительно НР. Фактор Шмида для <с+а> скольжения всегда благоприятен и в процессе деформации практически не изменяется. В исходном состоянии наблюдается квазиустойчивая текстура прокатки типа СВ, которая характеризуется образованием текстурных максимумов, отклоненных от НН на 15 н- 20° к НР5 (рис. 12). В интервале неустойчивости деформации (е « 0.05:0.15) происходит перераспределение полюсной плотности в области эллипсообразного пояса, приводящее к обострению текстуры и изменению симметрии ППФ относительно НР. Это свидетельствует о несбалансированности действия различных систем скольжения и является результатом возникновения отличных от нуля сдвиговых (недиагональных) компонент тензора деформации, ответственных за угловые повороты решетки, что связано с началом локального неоднородного изменения геометрии образца (при е « 0.05). В интервале деформаций от е «= 0.15 до разрушения наблюдается существенное видоизменение ППФ с образованием текстуры типа С (нормали к базисной плоскости ориентированы вдоль НН), а возрастающая роль геометрического фактора в области шейки приводит к формированию устойчивой аксиальной текстуры (рис. 12).

Анализ систем скольжения, активируемых в процессе деформации, с помощью расчета факторов Шмида по изображениям карт ориентаций (рис. 12), позволил выявить действующие системы, способные обеспечить наблюдаемую эволюцию положения максимумов на ППФ. Так, нагружение ориентированных для призматического скольжения зерен приводит к торможению сдвигов в основной системе, переориентации и уменьшению фактора Шмида в действующей призматической системе до е « 0.1. Это связано с тем, что призматическое скольжение обеспечивает только плоскую деформацию, а в этом случае единственным способом, способным обеспечить пластическое формоизменение, является поворот фрагментов вокруг оси нагружения. При этом активизируется сопряженная базисная система скольжения {0001}(1210), что обусловливает перераспределение полюсной плотности в центр ППФ {0001}, а фактор Шмида для нее уменьшается от 0.5 до 0: возникают упрочнение в базисной системе и последующий переход к призматическому скольжению с соответствующим изменением фактора Шмида до максимального значения.

Таким образом, колебательная неустойчивость, сопровождающаяся «упрочнением-разупрочнением» в очаге деформации, независимо от дислокационного, сопровождается геометрическим (текстурным) упрочнением, либо разупрочнением и определяется переориентацией плоскостей скольжения относительно направления растягивающих и сжимающих напряжений. Изменения кристаллографической ориентации зерен (субзерен) в очаге локализации и соответствующие преобразования текстуры деформации взаимосвязаны с эволюцией микроструктуры, что

позволяет говорить о структурно-ориентационной неустойчивости пластического течения. В области неустойчивости (при 0.5 > п > 0.2) (рис. 12): зерна разбиваются на анизотропные фрагменты, вытянутые вдоль оси растяжения, а далее происходит их закономерная переориентация и формирование значительных объемов материала с ориентационной однородностью, что подтверждается анализом гистограмм распределения зерен (субзерен) по размерам, как в поперечном, так и в продольном направлении. Дальнейшая деформация сопровождается повторным измельчением структуры.

Использование метода рентгеновской дифрактометрии на синхротронном излучении позволило получить усредненные характеристики переориентированных в процессе деформации зерен и связать их с закономерностями эволюции микроструктуры (рис. 13). Обнаружен осциллирующий характер изменения с деформацией относительной интенсивности отражений, которые соответствуют основной и второстепенной текстурной компонентам, с синхронностью усиления одной и ослабления другой составляющей. При этом флуктуации интенсивности согласуются с немонотонным изменением интегральной ширины и упругих микроискажений, что свидетельствует о взаимосвязи осциллирующего характера процесса переориентации кристаллитов с периодическими изменениями в микроструктуре (рис. 13).

Полученные данные позволяют судить о последовательности активизации различных систем

в. МПа

Рис. 13. Зависимость

относительной интенсивности 1отн (а) и полуширины Р (б) дифракционных линий, среднеквадратичных значений микроискажений кристаллической решетки <е2>1/2 (в) от действующего напряжения 5.

скольжения, обеспечивающих рост дефектности в соответствующих плоскостях. Разность упругих и пластических свойств различно ориентированных к легкому скольжению зерен приводит к перераспределению нагрузки и обусловливает неодновременность протекания в них процессов упрочнения, связанных с ростом степени искаженное™ решетки, и разупрочнения, указывающего на процесс динамического возврата. Так, деформация легким скольжением в «мягких» зернах начинается при 5 я 180 МПа, а максимальное упрочнение в них достигается при S « 400 МПа, что соответствует значению е « 0.05 (момент потери устойчивости деформации). Дальнейший деформационный возврат в «мягких» зернах облегчает перераспределение нагрузки на «твердые» зерна, как это имеет место в структурно-неоднородных материалах. Совместное пластическое течение всех зерен (субзерен), включая наименее ориентированные, достигается при S и 500 МПа (при е я 0.1), то есть в уже сформировавшейся шейке (рис. 13).

Таким образом, в области неустойчивости пластического течения анизотропный поликристалл ведет себя подобно композиту, совместная пластическая деформация компонентов которого протекает в условиях сохранения непрерывности напряжений, необходимого для сохранения сплошности материала. При этом непрерывность деформации по Тейлору, которая обеспечивается наличием в зерне нескольких активных систем скольжения, достигается не в области предела текучести, поскольку «твердые» зерна деформируются слабо либо не деформируются вовсе. Недостающая деформация добирается за счет более «мягких» зерен, которые эффективно пластически аккомодируют высокие внутренние напряжения, а возможность их быстрого упрочнения за счет формирования фрагментированной структуры обеспечивает эффективную передачу нагрузки на «твердые» элементы структуры. Стадия колебательного неустойчивого пластического течения, по сути, является растянутой во времени переходной стадией, в процессе которой осуществляется закономерная эстафетная передача деформации между различно ориентированными структурными составляющими (зернами, фрагментами).

Необходимые условия для реализации подобных процессов обеспечивает перестройка системы внутренних поверхностей раздела (границ зерен, ячеек, полос, фрагментов) и ее эволюция при пластическом формоизменении, основной тенденцией которой является формирование ориентационно устойчивых болынеугловых геометрически необходимых границ (ГНГ), расположенных параллельно оси растяжения. Так, в условиях преобладания призматического скольжения происходят интенсивное формирование малоугловых границ (МУГ) и образование фрагментированной структуры. В условиях действия вторичных систем скольжения активного образования новых субграниц не происходит (рис. 14), а реализуется перестройка системы границ в результате распада распада несовершенных МУГ (< 3°), которые образованы <а> и <с+а> дислокациями.

Рис. 14. Влияние степени деформации на распределение малоугловых (МУГ) и большеугловых (БУГ) границ по углам разориентации (а); влияние степени деформации на относительную долю границ (б).

Последующее перерас-

пределение части дислокаций в большеугловые геометрически необходимые границы с углом разворота 2СН-300. Это подтверждает корреляционная зависимость (рис. 15), которая отражает обратную взаимосвязь между плотностью ГНД и содержанием БУГ с углом разворота 20-К300 (рис. 14) в интервале неустойчивости пластического течения и характеризует закономерность эволюции подсистемы ГНД как коллективный уход ГНД в геометрически необходимые границы (ГНГ). Формирование ГНГ протяженных ламельных структур наглядно иллюстрирует деформационный рельеф поверхности.

Анализ результатов показывает, что механизм коалесценции фрагментов является необходимым аккомодационным механизмом мезоуровня при формировании текстуры в ГПУ- сплавах циркония. В этом случае активная ротационная деформация, связанная с коллективными эффектами

а ■ ■ а я

Я = 0.9418 "

0,00 0.02 0,04 0.05 0,08 0,10 0,12

Рис.15. Корреляция между плотностью ГНД и долей БУГ с разориентацией 2(Н30° в интервале неустойчивости (II - коэффициент корреляции) (а); РЭМ - изображения морфологии поверхности, е « 0.1 (б).

перестройки дислокаций, осуществляется дискретным приращением разориентировок в результате стока дислокаций в формирующиеся геометрически необходимые границы, направленные вдоль оси деформации.

Обнаружена взаимосвязь переменной активности призматического скольжения с циклическим характером эволюции микроструктуры, включающей изменение размера, формы зерен, субзерен и их ориентации, в том числе, в результате локальной низкотемпературной коалесценции субзерен. Коалесценция обычно начинается в условиях значительного градиента плотности дислокаций по обе стороны границ зерен после образования «выступов» в результате миграции локальных участков границ (рис. 16 а). Наблюдается рассыпание неустойчивых субграниц (рис. 16 б) и перераспределение дислокаций преимущественно поперечным скольжением винтовых дислокаций из призматических в пирамидальные и базисные

е

плоскости, которое облегчается в процессе переориентации зерен. Далее в свободных от дефектов элементах структуры реализуется повторный цикл дислокационных превращений, сопровождающийся измельчением структуры (рис. 17). Закономерности дислокационных превращений согласуются с более статистически достоверной информацией об эволюции дефектной структуры, полученной методом рентгеноструктурного анализа. Установлена хорошая

30

25 Рис. 16. Динамический возврат в

2о сплаве 2г-1%М>, е ~ 0.055, ' 7. поперечное сечение.

15 г^ '

ю Рис. 17. Средняя плотность дислокаций р в субструктурах с дискретными (1) и непрерывными

0 разориентировками (2), плотность границ М{ 3)

корреляция между значениями параметров дислокационной структуры р, М и X и усредненной по объему величиной упругих микроискажений кристаллической решетки. В качестве факторов, способствующих развитию явления атермической коалесценции при растяжении образцов сплавов Ъх, наряду с наличием высоких градиентов плотности дефектов и разориентаций кристаллической решетки, рассматриваются: наличие дисперсных частиц второй фазы, очень низкая скорость диффузионных процессов при комнатной температуре, наличие большого количества неравновесных малоуговых границ, возможность уменьшения энергии активации зернограничной диффузии в присутствии примесей, прежде всего, кислорода, переориентация зерен в процессе образования текстуры, облегчающая поперечное скольжение винтовых дислокаций, резкое увеличение локальной скорости деформации с началом образования очага макролокализации.

Показано, что закономерности деформационного упрочнения в очаге локализованного течения определяются особенностями субструктурного упрочнения, которые заключаются в периодическом изменении величины дислокационного вклада в напряжение течения, а также смене знака коэффициента в зависимости Холла-Петча для субзерен. Это связано с цикличностью дислокационных перестроек, сопровождающихся укрупнением структуры при динамическом возврате и последующего ее измельчения.

Важным является установление взаимосвязи между циклическим характером дислокационных превращений и колебательным характером изменения скорости деформации, наблюдаемым в режиме «упрочнение-разупрочнение» в очаге локализации на макроуровне (рис.18). Так, упрочнение обеспечивается накоплением дислокаций и формированием субструктуры, а разупрочнение связано с разрушением субграниц и перераспределением дислокаций с уменьшением их плотности.

Рис. 18. Зависимости средних значений скалярной плотности дислокаций р и плотности субграниц М и изменения скоростей локальных деформаций в очаге локализованного пластического течения от действующего напря-

жения.

300 400 Э, МПа

Таким образом, корреляция превращений в дефектной системе на микро- и мезомасштабных уровнях с закономерностями макролокализации деформации обусловливает наблюдаемое немонотонное деформационное поведение ГПУ-сплавов циркония. Причина обнаруженного явления связана с высокой пространственной неоднородностью пластического течения анизотропных материалов, обеспечивающей выход деформации на мезоуровень (уровень зерна) и макроуровень с самого начала нагружения, что может сопровождаться возникновением неустойчивости локализованного пластического течения, связанной с ранним формированием шейки (шеек). Высокая способность сплавов циркония к пластическому формоизменению без нарушения сплошности может быть достигнута путем реализации локальных релаксационных процессов на микро- и мезомасштабных уровнях, обеспечивающих аккомодацию градиентов внутренних напряжений. Такие динамические процессы можно рассматривать в качестве физических причин приостановок упрочнения на определенных участках деформационной кривой сплавов циркония. Так, в сплаве системы гг-Бп с сильным твердорастворным упрочнением это - формирование мезополос локализации деформации, обеспечивающих переориентацию решетки около границ зерен, а в сплавах Ъх-№ с преимущественно дисперсным и субструктурным упрочнением - развитие процессов низкотемпературного динамического возврата по механизму атермической коалесценции. В последнем случае достигается непрерывная эволюция фрагментированной структуры, сопровождающаяся периодической перестройкой системы границ, в результате которой они перестают быть стопорами деформации и способны эффективно поглощать дислокации. Оба механизма препятствуют разрушению, однако эффективность их реализации зависит от устойчивости к микросдвигу, которая определяется составом и структурой материала. Запуск релаксационного механизма путем коалесценции фрагментов сопровождается неустойчивостью пластического течения, способствующей переориентации зерен и обеспечивающей быстрое формирование текстуры. Аккомодация напряжений путем образования полос локализации деформации возможна в условиях высокой сдвиговой устойчивости на микроуровне, достигаемой дополнительным легированием сплава кислородом, что обеспечивает сочетание прочности, пластичности и тормозит текстурообразование. Оптимальное кинетическое соответствие между скоростью деформации и локальными характеристиками деформационного и скоростного упрочнения циркониевых сплавов обеспечивает повышенную пластичность материала.

Полученные результаты полностью согласуются с синергетическими принципами физической мезомеханики, согласно которым пластическая деформация, потеря ее устойчивости и разрушение материала связаны с потерей его сдвиговой устойчивости в зонах локальных концентраторов внутренних напряжений различного масштаба, то есть с развитием различного рода динамических релаксационных процессов, при этом процессы локальной потери сдвиговой устойчивости на микро-, мезо- и макроуровнях органически

взаимосвязаны. Полученные в работе данные о возможных путях эволюции дефектной структуры, зависящих от структурно-фазового состояния сплавов, и закономерностях их влияния на формирования очагов разрушения, могут быть использованы для прогноза деформационного поведения сплавов циркония при выборе режимов их деформационной обработки, а также для рекомендации по оптимизации состава циркониевых сплавов с целью обеспечения их высоких технологических и эксплуатационных свойств.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Установлено, что деформационные кривые растяжения ГПУ- сплавов циркония аппроксимируются соотношением S ~ е", где п - показатель параболичности, и содержат стадию III (при и > 0,5), стадию IV (при и < 0,5) и стадию V (при п < 0,2) упрочнения, которые, в свою очередь, разделены на фрагменты с переменными значениями показателя параболичности и скорости деформационного упрочнения, отражающие процессы «упрочнения-разупрочнения».

2. Проведена классификация дислокационных субструктур, наблюдаемых в ГПУ - сплавах циркония. Исследован характер дислокационных превращений, выявлены две последовательности эволюции дислокационных субструктур, определяемые составом сплава и типом упрочнения:

- для сплавов системы Zr-Nb с дисперсным и слабым твердорастворным упрочнением: хаотическое скопление дислокаций —» неразориентированная сетчатая —» разориентированная сетчатая —> ячеисто-сетчатая —> полосовая субструктура —» фрагментированная структура;

- для сплава системы Zr-Sn (циркалой-2) с сильным твердорастворным упрочнением кислородом: хаотическое скопление дислокаций —> неразориентированная сетчатая —> разориентированная сетчатая —> полосы локализованной деформации —» структуры с непрерывными и дискретными разориентировками.

Установлена следующая взаимосвязь эволюции микроструктуры ГПУ-сплавов циркония со стадийностью деформационных кривых: на III стадии упрочнения преобладает неразориентированная сетчатая (ячеисто-сетчатая) субструктура, IV стадия связана с активным формированием дислокационно-дисклинационных субструктур: полосовых и фрагментированных в сплавах Zr-Nb, полос локализации деформации - в сплаве циркалой-2.

3. Определены закономерности изменения количественных параметров дислокационной структуры, в том числе, геометрически необходимых дислокаций и геометрически необходимых границ, а также значения амплитуды дальнодействующих полей внутренних напряжений и их источники. Показано, что в условиях высоких градиентов внутренних напряжений около границ несовместности деформации вклад является доминирующим (ртд » рсзд). При этом характер эволюции подсистемы ГНД

на IV стадии упрочнения определяет способность к пластическому формоизменению сплавов циркония без нарушения сплошности материала.

4. Установлены закономерности деформационного субструктурного упрочнения сплавов гг-ИЬ, возникающие по достижении критической фрагментированной структуры (при рг„л/рт = 1) и заключающиеся в инверсии вкладов компонент дислокационной плотности < рт) в напряжение течения, а также инверсии зависимости Холла-Петча для субзерен, связанной с изменением роли границ от барьерного упрочнения к разупрочнению при разрушении фрагментированной структуры и коалесценции фрагментов.

5. Обнаружено явление низкотемпературного деформационного возврата путем коалесценции субзерен, возникающее по достижении критической фрагментированной структуры как механизм релаксации накопленных внутренних напряжений.

6. Обнаружено явление колебательной неустойчивости пластического течения на параболической стадии упрочнения, проявляющееся во взаимосогласованном периодическом изменении картины распределения локализованной деформации в образце и связанное с возникновением и развитием градиента скорости деформации в процессе периодически прогрессирующего уменьшения поперечного сечения образца при формировании шейки. Показано, что дискретность изменения показателя деформационного упрочнения п на параболической деформационной кривой демонстрирует явление колебательной неустойчивости, а переход к значениям п < 0.5 показывает момент потери устойчивости пластического течения, связанной с началом формирования шейки.

7. Установлено, что колебательная неустойчивость определяется структурно-ориентационной неустойчивостью в очаге деформации и, независимо от дислокационного, сопровождается упрочнением, имеющим геометрическую природу, определяемую ориентацией плоскостей легкого скольжения относительно оси нагружения.

8. Установлена взаимосвязь последовательной активизации основной и аккомодационных систем скольжения с периодичностью структурных перестроек, включающих изменение размера, формы зерен, субзерен и их ориентации и сопровождающихся существенным измельчением зеренной структуры материала в очаге деформации в процессе его трансформации в шейку.

9. Показано, что коалесценция субзерен (фрагментов) как необходимый аккомодационный механизм мезоуровня является одним из механизмов формирования текстуры в ГПУ- сплавах циркония, при котором ротационная деформация осуществляется дискретным приращением разориентировок в результате стока дислокаций в геометрически необходимые границы с углом разворота 20-К300, расположенные вдоль оси деформации.

10. Установлена взаимосвязь между циклическим характером дислокационных превращений и колебательным характером изменения скорости деформации в режиме «упрочнение-разупрочнение»: упрочнение

обеспечивается накоплением дислокаций и формированием субструктуры, а разупрочнение связано с разрушением субграниц и перераспределением дислокаций с уменьшением их плотности. Корреляция превращений в дефектной системе на микро- и мезомасштабных уровнях с закономерностями макролокализации деформации является причиной наблюдаемого немонотонного деформационного поведения.

Список используемой литературы:

1. Займовский A.C., Никулина A.B., Решетников Н.Г. Циркониевые сплавы в ядерной энергетике. - М.: Энергоатомиздат, 1994. С. 253.

2. Структурные уровни пластической деформации и разрушения / Под редакцией акад. Панина В.Е. - Новосибирск :Наука, 1990. - 255 с.

3. Козлов Э.В., Конева H.A., Попова H.A. Зеренная структура, геометрически необходимые дислокации и частицы вторых фаз в поликристаллах микро-и мезоуровня // Физическая мезомеханика. -2009, Т. 12, №4. -С. 93-106.

4. Зуев Л.Б., Данилов В.И., Баранникова С.А. Физика макролокализации пластического течения. -Новосибирск: Наука, 2008.-328с.

5. Исаенкова М.Г., Перлович Ю.А. Кинетика и механизмы текстурообразования в альфа-цирконии при прокатке. // Физика металлов и металловедение. - 1987. - Т. 64, вып. 1. - С. 107 - 112.

Основные публикации автора по теме диссертации Журналы, рекомендованные ВАК:

1. Полетика Т.М., Данилов В.И., Зуев Л.Б. Микроструктура сплава Zr-Nb в очагах локализации деформации и предразрушения // Физика металлов и металловедение. - 2001. - Т. 91, №5 - С.91-96.

2. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Гимранова О.В., Зуев Л.Б. Локализация пластического течения в сплаве Zr-l%Nb // Журнал технической физики. -2002. -Т. 72, № 91. - С. 57-62.

3. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов С В., Зуев Л.Б. Локализация пластического течения в технических сплавах циркония // Прикладная механика и техническая физика - 2003 - Т.29, №12. - С. 74-78.

4. Полетика Т.М., Колосов C.B., Гирсова С.Л. Микроструктура циркониевых сплавов в очагах локализации деформации и предразрушения // Физическая мезомеханика. -2004.- Т.7. - С. 235-238.

5. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Зуев Л.Б. Связь локализации пластического течения и дислокационной структуры // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. -2004, №1 - С. 179-182.

6. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов C.B. Локализация пластического течения в ГПУ- сплавах на основе Zr // Известия Вузов, ТПУ. -2004,-№4.-С. 126-128.

7. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов C.B. Неустойчивость пластического течения в сплаве циркония // Письма в Журнал технической физики. -2005. -Т. 31, вып. 22,- С. 36-41.

8. Полетика Т.М., Гирсова СЛ., Попова Н.В., Конева H.A., Козлов Э.В. Эволюция дефектной структуры в сплаве циркония при пластической деформации // Фундаментальные проблемы современного материаловедения -2005, №1,-С. 58-61

9. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов C.B. Закономерности локализации пластической деформации при формировании шейки в сплаве циркония // Журнал технической физики. -2006, -Т. 76, вып.З.- С. 44-49.

10. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов C.B., Пшеничников А.П. Неустойчивость пластического течения при формировании шейки в сплавах циркония // Прикладная механика и техническая физика - 2006 - Т 47 №3 - С 141-149.

11. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов C.B., Гирсова СЛ., Зуев Л.Б. Локализация пластической деформации в ГПУ сплавах циркония // Деформация и разрушение материалов. -2006, №6. -С. 25-28.

12. Полетика Т.М., Гирсова СЛ., Попова Н.В., Конева H.A., Козлов Э.В. Эволюция дефектных структур при пластической деформации сплавов циркония // Деформация и разрушение материалов. - 2006. - № 10. - С. 12-15.

13. Полетика Т.М., Пшеничников А.П., Гирсова СЛ. Неустойчивость пластического течения и формирование шейки в сплаве на основе циркония // Физическая мезомеханика. -2006. -Т.9. -С. 99-102.

14. Русин Н.М., Полетика Т.М., Гирсова СЛ., Данилов В.И. Особенности локализации пластической деформации при интенсивном деформировании металлов // Известия высших учебных заведений. Физика. -2007. -Т 50 № 11 -С. 43-49.

15. Полетика Т.М., Пшеничников А.П. Нелинейный характер макролокализации деформации в ГПУ-сплавах циркония // Журнал технической физики. -2009, -Т. 79, вып.З - С. 54-58.

16. Полетика Т.М., Пшеничников А.П. Нелинейный характер формирования шейки в сплавах циркония // Прикладная механика и техническая физика. -2009.~T.50, №3. -С. 197-204.

17. Полетика Т.М., Гирсова СЛ., Пшеничников А.П. Цикличность дислокационных превращений в ГПУ- сплаве циркония // Письма в Журнал технической физики. -2010. -Т. 36, вып. 7. - С. 31-37.

18. Гирсова СЛ., Полетика Т.М. Влияние кислорода на эволюцию дислокационной структуры в ГПУ - сплавах циркония // Деформация и разрушение материалов. -2010, № 5. -С. 14-20.

19. Полетика Т.М., Гирсова СЛ., Пшеничников А.П. Цикличность эволюции дефектной структуры в очаге макролокализации деформации в ГПУ-сплаве Zr-Nb // Деформация и разрушение материалов. -2010, № 9. -С. 6-12.

20. Полетика Т.М., Пшеничников А.П., Гирсова СЛ. Структурно-ориентационная неустойчивость пластического течения в сплаве Zr-1% Nb // Письма в Журнал технической физики. -2011. -Т. 37, вып. 7. - С. 16-22.

21. Полетика Т.М., Гирсова С.Л., Пшеничников А.П. Цикличность дислокационных перестроек при формировании шейки в ГПУ - сплаве Zr-Nb // Журнал технической физики. -2011, -Т. 81, вып.5.- С. 59-64.

22. Полетика Т.М., Пшеничников А.П., Гирсова С.Л. Эволюция микроструктуры и микротекстуры в процессе формировании шейки в сплаве Zr-l%Nb // Журнал технической физики. -2011, -Т. 81, вып.11- С. 82-88.

23. Полетика Т.М., Гирсова С. Л., Шмаков А.Н. Исследование микроструктуры ГПУ- сплава циркония методом рентгеноструктурного анализа на синхротронном излучении // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. - 2012. -№5. - С. 1-5.

Другие публикации:

1. Poletika Т.М., Zuev L.B., Nor А.А. The microstracture of local strain nuclei observed for Zr-alloy in the stage of parabolic work hardening // Applied Physics A. -2001. -V.73, №5. -P.601-603.

2. Zuev L.B., Danilov V.I., Poletika T.M., Barannikova S.A. Plastic deformation localization in commercial Zr-base alloys // International Journal of Plastisity. -2004. -V.20, №7. -P. 1227-1249.

3. Zuev L.B., Poletika T.M., Zavodchikov S. Yu. [et all]. Phase composition, Structure and Plastic Deformation Localisation in Zr-l%Nb Alloys // Zirconium in the Nuclear Industry: Fourteenth International Symposium, ASTM, 2006. - P. 263273.

4. Poletika T.M., Pshenichnikov A.P., Narimanova G.N., Kolosov S.N. Unstable plastic flow in a technical zirconium alloys // Eurasian Physical Technical Journal. -

2006. V. 3, № 1(5).-P. 7-11.

5. Полетика T.M., Нариманова Г.Н., Колосов C.B. Неустойчивость пластического течения в циркониевых сплавах // Металлофизика и новейшие технологии. -2006, № 8,- С. 1119-1130.

6. Poletika Т.М., Pshenichnikov А.Р. Strain localization regularities during the neck formation in zirconium alloy // Proceedings of International Conference on the Methods of Aerophysical Research. -Novosibirsk: Publishing House "Parallel",

2007.-P. 125-129.

7. Пшеничников А.П., Полетика T.M. Анализ ступенчатого характера параболической стадии деформационных кривых сплавов циркония // Деформация и разрушение материалов и наноматериалов. Сборник статей, Москва: Интерконтактнаука, 2007. - С. 308-311.

8. Poletika Т.М., Girsova S.L., Narimanova G.N., Kolosov S.N. Plastic flow localization in HCP zirconium alloys on macro- and microscale levels // Materials Science and Engineering A. -2008. -V. -P. 91-94.

Подписано к печати 24.09.2012. Формат 60x84/16. Бумага «Снегурочка». Печать XEROX. Усл. печ. л. 1,92. Уч.-изд. л. 1,74.

_Заказ 950-12. Тираж 100 экз._

Национальный исследовательский Томский политехнический университет

Система менеджмента качества Издательства Томского политехнического университета сертифицирована NATIONAL QUALITY ASSURANCE по стандарту BS EN ISO 9001:2008

ИШТЕЛЬСТВОЖТПУ. 634050, г. Томск, пр. Ленина, 30 Тел/факс: +7 (3822) 56-35-35, www.tpu.ru

ВВЕДЕНИЕ.

1. ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ЦИРКОНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ

1.1. Цирконий и его сплавы: структура и механические свойства.

1.1.1 Свойства циркония.

1.1.2 Промышленные сплавы циркония.

1.1.2.1 Сплавы системы цирконий - ниобий.

1.1.2.2 Сплавы системы цирконий-олово.

1.1.2.3 Механические свойства сплавов циркония.

1.2 Пластическая деформация циркония и его сплавов.

1.2.1 Деформация скольжением.

1.2.1.1. Энергия дефектов упаковки в а - Zr.

1.2.1.2. Критические напряжения сдвига.

1.2.1.3. Влияние кислорода.

1.2.2 Деформация двойникованием.

1.2.3 Текстура.

1.2.4 Деформационное упрочнение циркония и его сплавов.

1.2.4.1 Деформационные кривые.

1.2.4.2 Модели деформационного упрочнения а-Хт и его сплавов.

1.2.4.3 Гетерогенная деформация сплавов циркония.

1.3. Макролокализация пластической деформации.

1.4. Неустойчивость пластического течения.

1.5 Постановка задачи.

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1 Структура и фазовый состав исходных материалов.

2.2 Методы исследований.

2.2.1 Методы обработки деформационных кривых.

2.2.2 Методы исследования локализации пластической деформации.

2.2.2.1 Метод реперов.

2.2.2.2 Методика двухэкспозиционной спекл-фотографии.

2.2.2.3 Методика оценки суммарной локальной деформации в образцах .90 2.2.3 Методы структурных исследований.

2.2.3.1 Метод дифракции обратно рассеянных электронов (ДОЭ).

2.2.3.2 Метод электронной микроскопии.

2.2.3.3 Метод рентгеноструктурного анализа.

3. СТАДИЙНОСТЬ ДЕФОРМАЦИОННЫХ КРИВЫХ СПЛАВОВ

ЦИРКОНИЯ.

3.1 Стадии пластической деформации.

3.2. Анализ кривых упрочнения в координатах 0 - е и 9 - S.

3.3. Анализ кривых упрочнения в координатах ln(dS/de) - Ine.

3.4. Проверка выполнения критерия потери устойчивости, связанной с образованием шейки.

ГПУ-металлы и сплавы привлекают в последнее время большое внимание, однако природа пластической деформации металлов с низкой симметрией решетки, в отличие от хорошо изученных ГЦК- и ОЦК-материалов, остается до конца не ясной. Это связано с резкой неравноправностью систем скольжения и зависимостью активности скольжения и двойникования от многих факторов: степени и скорости деформации, температуры, ориентации зерна относительно оси нагружения и соседних зерен, степени текстурированности материала и уровня его чистоты и др. Наибольшее внимание привлекают ГПУ- поликристаллы с отношением с/а < 1.633, которое дает потенциальную возможность активизации большего числа систем скольжения. К таким материалам относятся а-Ъх и сплавы на его основе, имеющие важное техническое назначение.

Циркониевые сплавы, обладающие рядом важных физико-механических характеристик, являются основным конструкционным материалом для деталей активной зоны атомных энергетических реакторов. Дальнейшее повышение экономической эффективности использования топлива в реакторах связано с необходимостью увеличения ресурсных характеристик циркониевых изделий, которые можно повысить, в том числе, путем оптимизации технологии их изготовления. Здесь на первый план выступают высокие требования к пластичности материалов в процессе холодной обработки давлением. Для обеспечения оптимальной технологической пластичности циркониевых сплавов необходимо знание закономерностей их деформационного поведения, эволюции микроструктуры в процессе пластического течения и влияния на неё структурно-фазового состояния материала.

Интерес к сплавам циркония и выбор в качестве материала исследований обусловлен и тем, что к настоящему времени положение в области исследований пластической деформации ГПУ- циркониевых сплавов нельзя считать удовлетворительным, что во многом связано с недостатком экспериментальных исследований в этом направлении. Характер их деформации, поведение кривых пластического течения и закономерности эволюции дефектной структуры изучены недостаточно. Необходимо отметить, что до сих пор не сложилось единого представления даже о природе пластической деформации и механизмах упрочнения не легированного циркония. Деформационные характеристики многокомпонентных технических ГПУ - сплавов на его основе и влияние на них фазового состава и микроструктуры изучены значительно слабее. Противоречива информация о вторичных системах скольжения, отсутствуют систематические исследования эволюции дислокационной структуры циркониевых сплавов в процессе пластического течения, а также ее взаимосвязи со стадийностью деформационных кривых. Сложность интерпретации имеющихся результатов во многом связана с разной степенью чистоты материалов и набором легирующих элементов. Наиболее существенное влияние на деформационное поведение циркония и его сплавов оказывает примесь внедрения - кислород, однако природа ее воздействия на микромеханизмы сдвига требует детального изучения.

Отсутствие точных количественных данных о вкладе различных деформационных мод в пластическую деформацию циркония не позволяет до конца понять физические механизмы его деформационного упрочнения и текстурообразования. Не ясна роль особенностей развития микроструктуры в возникновении и развитии неоднородности деформации на мезоскопическом уровне, а также макролокализации деформации ГПУ- циркониевых сплавов, связанной с ранним возникновением шейки.

Знания по данным вопросам имеют большой научный интерес, поскольку позволяют понять не только особенности деформации анизотропных ГПУ- материалов, но и получить дополнительные сведения о закономерностях деформационного поведения поликристаллов в условиях нагружения, перераспределения напряжения и передачи деформации между различно ориентированными к оси деформации зернами. С другой стороны, эти данные совершенно необходимы для выяснения природы влияния хода эволюции микроструктуры и текстурообразования на потерю устойчивости пластического течения ГПУ - сплавов циркония, развитие процессов макролокализации макродеформации и образование очага разрушения. Последнее особенно важно для оценки запаса технологической пластичности циркониевых сплавов, которые подвергаются большим деформациям в процессе получения готовых изделий.

В этой связи безусловно актуальной является задача исследования эволюции дислокационной структуры ГПУ циркониевых сплавов и влияния на её ход состава, структуры и типа упрочнения (твердорастворное, дисперсное), что представляет самостоятельный научный интерес, а также служит ключом к пониманию роли факторов, определяющих эффективность деформационного воздействия в процессе холодной обработки давлением.

Сложность и многообразие деформационного поведения сплавов циркония не могут быть описаны только на основе традиционных дислокационных механизмов, а требуют обязательного рассмотрения процессов, одновременно протекающих на мезо- и макроскопических уровнях. Это предполагает концепция структурных уровней деформации твердых тел, сформулированная В.Е. Паниным, и положенная в основу нового подхода к изучению пластичности и прочности материалов -физической мезомеханики, успешно развиваемого в ИФПМ СО РАН. Согласно принципам физической мезомеханики пластическая деформация рассматривается как единый иерархически связанный многоуровневый процесс пластической деформации при условии взаимосвязи кинетики развития структуры на различных уровнях. Актуальность настоящей диссертационной работы определяется и тем, что в ней реализован многоуровневый подход к экспериментальному изучению пластической деформации анизотропных поликристаллических материалов, позволяющий установить взаимосвязь и соподчиненность процессов на макро-, мезо- и микроуровнях в условиях существенной неоднородности пластического течения и текстурообразования.

Целью настоящей работы является установление закономерностей пластического течения ГПУ- сплавов циркония на различных структурно-масштабных уровнях в зависимости от состава и типа упрочнения.

В работе поставлены следующие конкретные задачи:

1. Сравнительный анализ кривых пластического течения ГПУ сплавов циркония систем 2г-ТМЬ и 2г-8п и установление характера их стадийности.

2. Классификация дислокационных субструктур в ГПУ- сплавах циркония и выявление роли анизотропии скольжения, состава и типа упрочнения в дислокационных превращениях. Установление взаимосвязи эволюции дефектной структуры со стадийностью деформационных кривых.

3. Выявление закономерностей развития макролокализации деформации в циркониевых сплавах и условий потери устойчивости их пластического течения при формировании шейки.

4. Установление взаимосвязи между процессами деформации на микро-, мезо- и макроскопических структурных уровнях на примере самосогласованного пластического формоизменения материала, реализуемого в очаге деформации ГПУ-сплава циркония при его трансформации в шейку разрушения.

Научная новизна работы.

1. Выявлен сложный характер параболической стадии деформационных кривых сплавов циркония, заключающийся в разделении ее на ряд участков с переменными значениями показателя и скорости деформационного упрочнения.

2. Проведены классификация дислокационных субструктур и систематическое исследование закономерностей дислокационных превращений при пластической деформации технических ГПУ - сплавов циркония систем 2г-№> и 2г-8п, установлена взаимосвязь эволюции дефектной структуры с типом упрочнения и со стадийностью деформационных кривых Выявлены две последовательности эволюции дислокационных субструктур, определяемые типом упрочнения: формирование фрагментированной структуры при преимущественно дисперсном упрочнении (сплавы 2г-№>), либо - мезополос локализации деформации в условиях сильного твердорастворного упрочнения кислородом (сплав циркалой-2).

3. Проведен анализ количественных характеристик микроструктуры и их эволюции при деформации, в том числе, на основе представлений о геометрически необходимых дислокациях (ГНД) и геометрически необходимых границах (ГНГ). Измерены плотности геометрически необходимых дислокаций ртш и статистически запасенных дислокаций рсш. Показано, что в условиях высоких градиентов внутренних напряжений около границ несовместности деформации, вклад ргнд является доминирующим, а характер эволюции подсистемы ГНД определяет деформационное поведение ГПУ- сплавов циркония.

4. Обнаружено явление низкотемпературного деформационного возврата путем коалесценции субзерен, возникающее по достижении критической фрагментированной структуры как механизм релаксации накопленных внутренних напряжений, а также один их механизмов текстурообразования в сплавах циркония

5. Исследованы закономерности субструктурного упрочнения. Выделены вклады различных компонент дислокационной плотности в напряжение течения сплавов 2г-№>. Установлено, что выполняется модифицированная зависимость Холла-Петча для субструктуры 5 ~ сГт, где

- средний размер зубзерна, 1/2 < т < 1. Обнаружена обратная зависимость Холла-Петча для субструктуры, связанная с укрупнением элементов структуры в процессе атермической коалесценции.

6. Обнаружено неизвестное ранее явление колебательной неустойчивости пластического течения на параболической стадии упрочнения, проявляющееся во взаимосогласованном периодическом изменением картины распределения локализованной деформации в образце и в дискретной смене показателя деформационного упрочнения п. Выявлена нелинейность кинетики накопления деформации в очаге макролокализации в процессе его трансформации в шейку разрушения.

7. Проведен анализ эволюции микротекстуры и факторов Шмида для различных систем скольжения в процессе растяжения сплава Ъх-1 %Мэ в условиях формирования шейки. Установлена взаимосвязь колебательной неустойчивости пластического течения со структурно-ориентационной неустойчивостью в очаге локализованной деформации.

8. Выявлена связь активности различных систем скольжения с закономерностями эволюции количественных параметров микроструктуры. Обнаружена цикличность дислокационных превращений, сопровождающаяся распадом субграниц и перераспределением дислокаций по механизму коалесценции.

9. Выявлена взаимосвязь между колебательным изменением скорости локальной деформации в режиме «упрочнение-разупрочнение» и циклическим характером дислокационных превращений в очаге деформации в процессе его трансформации в шейку.

Научная и практическая ценность диссертационной работы состоит в том, что получены экспериментальные данные о закономерностях эволюции микроструктуры в процессе пластического течения сплавов циркония в зависимости от состава и типа упрочнения. Показано, что высокая способность анизотропных поликристаллических материалов к пластическому формоизменению без нарушения сплошности может быть достигнута путем реализации релаксационных процессов мезоуровня, обеспечивающих аккомодацию высоких локальных внутренних напряжений, возникающих из-за несовместности деформации различно ориентированных зерен. Установлено, что в сплавах циркония такими релаксационными механизмами являются: 1) непрерывная эволюция субзеренной структуры путем коалесценции, сопровождающаяся периодической перестройкой системы границ, в результате которой они перестают быть стопорами деформации и способны эффективно поглощать дислокации; 2) формирование мезополос локализации деформации, обеспечивающих релаксацию напряжений в результате локальной переориентации решетки около границ зерен. Оба механизма препятствуют разрушению, однако их эффективность зависит от устойчивости к микросдвигу, которая определяется составом и структурой материала.

Показано, что в сплавах 2г-№> с дисперсным упрочнением и слабым твердорастворным упрочнением реализуется релаксационный механизм 1 типа, который сопровождается макролокализацией деформации и проявляется в возникновении колебательной неустойчивости локализованного пластического течения, способствующей переориентации зерен и быстрому формированию текстуры в шейке. Коалесценция фрагментов является необходимым механизмом релаксации накопленных высоких внутренних напряжений, предотвращающим разрушение, при этом сдерживание требуемых дислокационных превращений в условиях высокой плотности и неоднородного распределения частиц второй фазы (сплава Э635) тормозит своевременную пластическую релаксацию напряжений и приводит к разрушению материала.

Пластическая аккомодация напряжений по механизму 2 типа - путем образования полос локализации деформации, возможна в условиях высокой сдвиговой устойчивости на микроуровне, что достигается дополнительным легированием сплава кислородом. Показано, что последнее обеспечивает сочетание прочности, пластичности, повышает сопособность материала к устойчивому пластическому течению без макроскопической локализации деформации.

Оптимальное кинетическое соответствие между скоростью деформации и локальными характеристиками деформационного и скоростного «упрочнения-разупрочнения» циркониевых сплавов обеспечивает повышенную пластичность материала. Полученные в работе данные о возможных путях эволюции дефектной структуры, зависящих от структурно-фазового состояния сплавов, и закономерностях их влияния на формирования очагов разрушения, могут быть использованы для прогноза деформационного поведения сплавов циркония при выборе режимов их деформационной обработки, в том , числе, в процессе получения микрокристаллического состояния материала, а также для рекомендации по оптимизации состава циркониевых сплавов с целью обеспечения их высоких технологических и эксплуатационных свойств.

На защиту выносятся:

1. Экспериментальные данные о разделении параболической стадии пластического течения ГПУ- сплавов циркония на последовательность фрагментов с переменными значениями показателя и скорости деформационного упрочнения, демонстрирующими повторяющийся процесс «разупрочнения-упрочнения».

2. Данные о типах и параметрах дислокационных субструктур в ГПУ - сплавах циркония, их эволюции в процессе деформации в зависимости от состава и типа упрочнения, определяющей различие в последовательности дислокационных превращений, а также взаимосвязи со стадийностью деформационных кривых.

3. Закономерности деформационного субструктурного упрочнения сплавов циркония, возникающие после достижения критической фрагментированной структуры и заключающиеся в инверсии вкладов компонент дислокационной плотности (рсзд и Ргнд) в напряжение течения, а также инверсии зависимости Холла-Петча для субзерен, обусловленной изменением роли границ от барьерного упрочнения к разупрочнению при динамическом возврате.

4. Явление колебательной неустойчивости локализованного пластического течения ГПУ- сплавов циркония, связанное с возникновением и развитием градиента скорости деформации в образце, и проявляющееся в дискретном уменьшении показателя деформационного упрочнения п после перехода к значениям п < 0.5, показывающего момент потери устойчивости пластического течения образца при формировании шейки.

5. Явление низкотемпературного деформационного возврата путем коалесценции субзерен, возникающее на стадии неустойчивости пластического течения как необходимый аккомодационный механизм мезоуровня деформации и один из механизмов формирования текстуры в ГПУ- сплавах циркония.

6. Взаимосвязь колебательной неустойчивости пластического течения со структурно-ориентационной неустойчивостью в очаге локализации деформации, сопровождающейся переменной активностью призматического скольжения и приводящей к периодическим изменениям в микроструктуре материала, включающим цикличность дислокационных превращений, . перестройку системы границ, эволюцию зеренной (субзеренной) структуры, образование текстуры деформации.

Содержание диссертационной работы.

Диссертационная работа изложена на 342 страницах и состоит из введения, шести разделов, заключения и библиографического списка из 367 источников, содержит 117 рисунков и 15 таблиц.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ И ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

Итогом диссертационной работы являются экспериментальные данные о закономерностях пластической деформации ГПУ- сплавов циркония -материалов с выраженной анизотропией упругих и пластических свойств. Показано, что деформационное поведение сплавов циркония является сложным и многообразным, поэтому не может быть описано только на основе традиционных дислокационных механизмов, а требуют обязательного рассмотрения процессов, одновременно протекающих на микро-, мезо- и макроскопических уровнях.

Прежде всего, это проявляется в сложном характере деформационных кривых исследуемых сплавов, демонстрирующих на фоне общеизвестной стадийности последовательность участков с различной скоростью деформационного упрочнения в режиме повторяющегося процесса «упрочнения-разупрочнения». Оказалось, что данная особенность деформационных кривых является следствием возникновения и развития неустойчивости локализованного пластического течения, связанного с ранним формированием шейки (шеек). Таким образом, явление макролокализации является неотъемлемой частью процесса деформирования исследуемых ГПУ- материалов с самого его начала.

Установлено, что причина наблюдаемого деформационного поведения ГПУ- сплавов циркония кроется в высокой пространственной неоднородности пластического течения вследствие быстрого деформационного наклепа благоприятно ориентированных к оси нагружения зерен. Таким образом, выход деформации на мезоуровень (уровень зерна) и макроуровень становится возможным с самого начала нагружения, причем совместность деформации и пластического формоизменения элементов структуры предполагает самосогласованное развитие процессов на различных структурных уровнях. В этой связи обнаруженная колебательная неустойчивость пластической деформации, по сути, является необходимой стадией, в процессе которой происходит эстафетная передача деформации между различно ориентированными структурными составляющими (зернами, фрагментами, группами зерен или фрагментов). Это предполагает возможность взаимного разворота элементов структуры без нарушения сплошности как основного аккомодациоонного механизма мезоуровня пластического течения. Закономерным итогом данного процесса в условиях резкой неравноправности систем скольжения является формирование текстуры, что является еще одним явлением, неизбежно сопровождающим пластическое течение ГПУ- сплавов циркония.

Показано, что высокая способность анизотропных поликристаллических материалов к пластическому формоизменению без нарушения сплошности может быть достигнута путем реализации локальных релаксационных процессов на микро- и мезомасштабных уровнях, обеспечивающих аккомодацию высоких внутренних напряжений. Такие динамические процессы в очаге локализованной деформации можно рассматривать в качестве физических причин приостановок упрочнения на определенных участках деформационной кривой. Так, в сплаве системы Ъх-8п с сильным твердорастворным упрочнением, это - формирование мезополос локализации деформации, обеспечивающих переориентацию решетки около границ зерен, а в сплавах 2г-М) с преимущественно дисперсным и субструктурным упрочнением - развитие процессов низкотемпературного динамического возврата по механизму атермической коалесценции. В последнем случае достигается непрерывная эволюция субзеренной структуры, сопровождающаяся периодической перестройкой системы границ, в результате которой они перестают быть стопорами деформации и способны эффективно поглощать дислокации. Деформационный возврат начинается после достижения критической фрагментированной структуры в наклепанных зернах, облегчает перераспределение нагрузки на неблагоприятно ориентированные зерна и активизацию в них вторичных систем скольжения. Оба механизма препятствуют разрушению, однако эффективность их реализации зависит от дисклинационных субструктур: полосовых и фрагментированных в сплавах 2г-№>, полос локализации деформации - в сплаве циркалой-2.

3. Определены закономерности изменения количественных параметров дислокационной структуры, в том числе, геометрически необходимых дислокаций и геометрически необходимых границ, а также значения амплитуды дальнодействующих полей внутренних напряжений и их источники. Показано, что в условиях высоких градиентов внутренних напряжений около границ несовместности деформации вклад /?гнд является доминирующим (ргнд » рсзд). При этом характер эволюции подсистемы ГНД на IV стадии упрочнения определяет способность к пластическому формоизменению сплавов циркония без нарушения сплошности материала.

4. Установлены закономерности деформационного субструктурного упрочнения сплавов 2г-МЪ, возникающие по достижении критической фрагментированной структуры (при Анд/рсзд = 1) и заключающиеся в инверсии вкладов компонент дислокационной плотности (/?гнд < рсзд) в напряжение течения, а также инверсии зависимости Холла-Петча для субзерен, связанной с изменением роли границ от барьерного упрочнения к разупрочнению при разрушении фрагментированной структуры и коалесценции фрагментов.

5. Обнаружено явление низкотемпературного деформационного возврата путем коалесценции субзерен, возникающее по достижении критической фрагментированной структуры как механизм релаксации накопленных внутренних напряжений.

6. Обнаружено явление колебательной неустойчивости пластического течения на параболической стадии упрочнения, проявляющееся во взаимосогласованном периодическом изменении картины распределения локализованной деформации в образце и связанное с возникновением и развитием градиента скорости деформации в процессе периодически прогрессирующего уменьшения поперечного сечения образца при формировании шейки. Показано, что дискретность изменения показателя деформационного упрочнения п на параболической деформационной кривой демонстрирует явление колебательной неустойчивости, а переход к значениям п < 0.5 показывает момент потери устойчивости пластического течения, связанной с началом формирования шейки.

7. Установлено, что колебательная неустойчивость определяется структурно-ориентационной неустойчивостью в очаге деформации и, независимо от дислокационного, сопровождается упрочнением, имеющим геометрическую природу, определяемую ориентацией плоскостей легкого скольжения относительно оси нагружения.

8. Установлена взаимосвязь последовательной активизации основной и аккомодационных систем скольжения с периодичностью структурных перестроек, включающих изменение размера, формы зерен, субзерен и их ориентации и сопровождающихся существенным измельчением зеренной структуры материала в очаге деформации в процессе его трансформации в шейку.

9. Показано, что коалесценция субзерен (фрагментов) как необходимый аккомодационный механизм мезоуровня является одним из механизмов формирования текстуры в ГПУ- сплавах циркония, при котором ротационная деформация осуществляется дискретным приращением разориентировок в результате стока дислокаций в геометрически необходимые границы с углом разворота 20-К300, расположенные вдоль оси деформации.

10. Установлена взаимосвязь между циклическим характером дислокационных превращений и колебательным характером изменения скорости деформации в режиме «упрочнение-разупрочнение»: упрочнение обеспечивается накоплением дислокаций и формированием субструктуры, а разупрочнение связано с разрушением субграниц и перераспределением дислокаций с уменьшением их плотности. Корреляция превращений в дефектной системе на микро- и мезомасштабных уровнях с закономерностями макролокализации деформации является причиной наблюдаемого немонотонного деформационного поведения.

1. Займовский А.С., Никулина А.В., Решетников Н.Г. Циркониевые сплавы в ядерной энергетике. М.: Энергоатомиздат, 1994. С. 253.

2. Дуглас Д. Металловедение циркония. Пер. с англ. / Под ред. А. С. Займовского АНСССР. М.: Атомиздат, 1975. С. 357.

3. Бескоровайный Н.М., Калин Б.А., Платонов П.А., Чернов И.И. Конструкционные материалы ядерных реакторов. М.: Энергоатомиздат, 1995. С. 704.

4. Phase transformations-examples from titanium and zirconium alloys. Edited by: Banerjee S. and Mukhopadhyay P. // Calphad. 2007. Vol. 12. P. 813.

5. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Структура циркония и его сплавов. Екатеринбург: УрО РАН, 1997. - 228 с.

6. Wadekar S.L., Raman V.V., Banerjee S., Asundi M.K. Structure property correlation of Zr-base alloys // Journal of Nuclear Materials. -1988. -Vol. 151, Issue 2.-P. 162-171.

7. Черняева Т.П., Стукалов А.И., Грицина B.M. Кислород в цирконии. Харьков: ННЦ ХФТИ. 1999. - 111 с.

8. Benites G.M., Fernández Guillermet A. Structural properties of metastable phases in Zr-Nb alloys: II. Systematics of the atomic volumes and interatomic distances // Journal of Alloys and Compounds. 2000. - Vol. 302, Issues 1-2, -P.192-198.

9. Ривкин Ю.И., Родченков Б.С., Филатов B.M. Прочность сплавов циркония. М.: Энергоатомиздат, 1974. - С. 168.

10. Fisher E.S., Renken C.J. Single-crystal elastic moduli and the hep—>bcc transformation in Ti, Zr, and Hf // Physical Review. -1964. Vol. 135, Issue 2A. P. A482-A494.

11. Гомозов Л.И., Ахмедзянов И.Ш. Упругие постоянные a-твердых растворов Ti-Zr // Известия Академии наук СССР. Металлы. -1981, № 1. С. 174-177.

12. Черняева Т.П., Грицина В.М., Михайлов Е.А., Остапов A.B. Корреляция между упругостью и другими свойствами циркония. Вопросы атомной науки и техники. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. 2009, №4-2. С. 206-217.

13. Хансен М., Андерко К. Структура двойных сплавов. М.: Металлургиздат, 1962. - 268 с.

14. Калин Б. А., Чернов И. И., Шишкин Г. Н. Диаграммы состояния и структуры конструкционных материалов ядерных реакторов. — Москва : Инженерно-физический институт, 1989. — 296 с.

15. Williams C.D., Gilbert R.W. Tempered structures of a Zr-2.5%Nb alloy // J. of Nuclear Materials. 1986. - Vol. 18. N. 2. - P. 161 - 166.

16. Никулина A.B., Маркелов B.A., Гусев А.Ю. и др. Сплав Zr-l%Nb-l%Sn-0.5%Fe для труб технологических каналов реакторов типа РБМК // Вопросы атомной науки и техники Металловедение и новые материалы. -1990.-№2(36). -С. 58-66.

17. Маркелов В.А., Рафиков В.З., Никулин С.А., и др. Изменение микроструктуры сплава циркония с оловом, ниобием и железом при деформационно-термической обработке // ФММ. Т. 77, №. 4. - 1994. - С. 70 -79.

18. Короткова Н.В. Циркониевый угол диаграммы состояния Zr-Nb-Fe // Известия АН СССР. Металлы. 1990. - № 5. - С. 206-213.

19. Короткова Н.В. Фазовые равновесия в системе Zr-Nb-Sn // Известия АН СССР. Металлы. 1990. - № 4. - С. 202-208.

20. Stein F., Sauthoff G., and Palm M. Experimental Determination of Intermetallic Phases, Phase Equilibria, and Invariant ReactionTemperatures in the Fe-Zr System // Journal of Phase Equilibria. 2002. - Vol. 23, No. 6. - P.480-494.

21. Tewari R., Srivastava D., Dey G.K, и др. Microstructural evolution in zirconium based alloys // Journal of Nuclear Materials. -2008. -Vol, 383, Issues 1-2. P. 153-171.

22. Kim H.G., Park J.Y.,Jeong Y.H. Phase boundary of the Zr-rich region in commercial grade Zr-Nb alloys // Journal of Nuclear Materials. 2005. -347. -P. 140-150.

23. Ramosa C., Saragovia C. and Granovskyb M.S. Some new experimental results on the Zr-Nb-Fe system // Journal of Nuclear Materials. -2007. Vol. 366, Issues 1-2. - P. 198-205.

24. Шишов B.M., Маркелов B.A., Никулина A.B. и др. Микроструктура и формоизменение циркониевых сплавов // Вопросы атомной науки и техники. Материаловедение и новые материалы. 2006. -Вып. 1(66).-С. 313 - 328.

25. Toffolon-Masclet С., Guilbert Т., Brachet J.C. Study of secondary intermetallic phase precipitation/dissolution in Zr alloys by high temperature-high sensitivity calorimetry // Journal of Nuclear Materials. 2008. - Vol. 372, Issues 2-3.-P. 367- 378.

26. Никулин С.А., Маркелов В.А., Гончаров В.И. и др. Изменение микроструктуры и механических свойств при отжиге закаленного сплава Zr-1,3%Sn-l%Nb-0,4%Fe // Металлы. 1995. - №1. - С. 62 - 68.

27. Novikov V.V., Markelov V.A., Tselishchev A.V., и др. Structure-Phase Changes and Corrosion Behavior of El 10 and E635 Claddings of Fuels un Water Cooled Reactors // Journal of Nuclear Science and Technology, 2006, Vol. 43, No. 9, P.991-997.

28. Barberis P., Charquet D. and Rebeyrolle V. Ternary Zr-Nb-Fe (O) system: phase diagram at 853 К and corrosion behavior in the domain Nb < 0.8% // Journal of Nuclear Materials. 2004. - Vol. 326, Issues 2-3. - P. 163-174.

29. Jerlerud Perez R., Massih A.R. Thermodynamic evaluation of the Nb-O-Zr system // Journal of Nuclear Materials 2007. - 360. - P. 242 - 254

30. Brenner R., Bechade J.L., Bacroix B. Thermal creep of Zr-Nbl%-0 alloys: experimental analysis and micromechanical modeling // Journal of Nuclear Materials. 2002. Vol. 305. P. 175-186.

31. Zuev L.B., Zavodchikov S.Yu., Poletika T.M. и др. Phase composition, Structure, and plastic Deformation localization in Zrl%Nb alloys // Journal of ASTM International. 2006. - Vol. 3, N.l. - Paper ID JAI12336.

32. Филиппов В.П., Петров В.И., Лауэр Ю.А. Влияние легирования на состояние атомов олова в циркониевых сплавах // Труды научных сессий МИФИ. 2007. - Т.9. - С. 103.

33. Chemellea P., Knorrb D. В., Van Der Sandea J. В. and Pelloux R. M. Morphology and composition of second phase particles in zircaloy-2 // Journal of Nuclear Materials 1983. - Vol. 113, Issue 1. - P. 58 - 64.

34. Arias D. Composition of precipitates in Zircaloy-2 and 4 // Journal of Nuclear Materials 1987. - Vol. 148. - P. 227 - 229.

35. Gross J., Wadier J. Precipitate growth kinetics in zircaloy-4 // Journal of Nuclear Materials -1990. Vol. 172. - P. 85 - 96.

36. Zhou G.J., Jina S., Liua L.B., Liua H.S. and Jina Z.P. Determination of Isothermal Section of Fe-Ni-Zr Ternary System at 1198K // Acta Metallurgica Sinica (English Letters). 2007. - Vol. 20, Issue 6. - P. 398-402.

37. Wenqing Liu, Qiang Li, Bangxin Zhou, Qingsong Yan and Meiyi Yao. Effect of heat treatment on the microstructure and corrosion resistance of a Zr-Sn-Nb-Fe-Cr alloy // Journal of Nuclear Materials. 2005. - Vol. 341, Issues 2-3. - P. 97 - 102.

38. Liua Y.Z., Zhaoa W.J., Penga Q., Jianga H.M. and Zu X.T. Study of microstructure of Zr-Sn-Nb-Fe-Cr alloy in the temperature range of 750 820 C // Materials Chemistry and Physics. - 2008. - Vol. 107, Issues 2-3. - P. 534 - 540.

39. Балашов A.A., Маркелов B.A., Шишов B.H. и др. Влияние добавок кислорода и железа на прочность, сопротивление ползучести и коррозионную стойкость // Вопросы атомной науки и техники. Серия: Материаловедение и новые материалы. -2008, № 1(70). С. 13-20.

40. Маркелов В.А., Шишов В.Н., Кабанов А.А. и др. Практика повышения технологической пластичности и вязкости сплава Э635 для изделий ТВС ВВЭР-1000 // Вопросы атомной науки и техники. Серия: Материаловедение и новые материалы. -2009, № 2 (75). С. 119-131.

41. Маркелов В.А., Шишов В.Н., Саблин М.Н. и др. Повышение пластичности и вязкости сплава Э635 для силовых элементов ТВС ВВЭР-1000 // Цветные металлы. -2010, № 1. С. 73-78.

42. Маркелов В.А. О взаимосвязи состава, структурно-фазового состояния и свойств циркониевого сплава Э635 // Материаловедение. -2010. №2. С. 41-49.

43. Григорович В.К. Металлическая связь и структура металлов. М.: «Наука», 1988. - 296 с.

44. Cazacu О., Plunkett В., Barlat F. Orthotropic yield criterion for hexagonal closed packed metals // International Journal of Plasticity. -2006. -Vol. 22, Issue 7. -P. 1171-1194.

45. Lin Xiao, Haicheng Gu. Dislocation structures in zirconium and zircaloy-4 fatigued at different temperatures // Metallurgical and Materials Transactions A. -1997. -Vol. 28A, Issue 4. -P. 1021-1033.

46. Келли А., Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах. — Москва Мир, 1974. — 496 с.

47. Предводителев А.А., Троицкий О.А. Дислокации и точечные дефекты в гексагональных кристаллах. М.: Энергоатомиздат, 1973. - 201 с.

48. Папиров И.И., Тихинский Г.Ф. Природа пластической деформации циркония. Харьков: Харьковский ФТИ, 1976. - 65 с.

49. Yoo М. Н. Slip, twinning and fracture in hexagonal close-packed metals // Metallurgical Transactions A. — 1981. — V. 12A, 3. — P. 409-418.

50. Munroe N., Tan X. Orientation dependence of slip and twinning in HCP metals // Scripta Materialia. 1997. Vol. 36, Issue 12. -P. 1383-1386.

51. Bacon D.J., Vitek V. Atomic-scale modelling of dislocations and related properties in the hexagonal close-packed metals // Metallurgical and Material Transactions A. -2002. Vol. 33A. - P. 721-733.

52. Wang Y.N., Huang J.C. Texture analysis in hexagonal material // Materials Chemistry and Physics. -2003. -Vol. 81, Issue 1. P. 11-26.

53. Tenckhoff E. Review of Deformation Mechanisms, Texture and Mechanical Anisotropy in Zirconium and Zirconium Based Alloys. // Journal of ASTM International 2005. - Vol. 2, Issue 4.-P. 25 - 49.

54. Legnard P.S. Relations entre la structure electronique et la facilite de glissement dans les metaux hexagonaux compacts // Philosophical Magazine B. -1984, Vol. 49, Issue 2. P. 171-184.

55. Rapperport E.J. Deformation processes in zirconium // Acta Metallurgies 1955. - Vol. 3. - P. 208.

56. Mills D. Craig G.B. The plastic deformation of the zirconium-oxygen alloy single crystals in the range 77 to 950K // Transactions AIME. 1968. -Vol. 242.-P. 1881 -1885.

57. Soo P., Higgins G.T. The deformation of zirconium-oxigen single crystals // Acta Metallurgica. 1968. - Vol.16. - P. 187 - 193.

58. Das Gupta P., Aranachalam V.S. The deformation of zirconium-oxygen single crystals // Acta Metallurgica. 1968.- Vol.16. -P. 187 - 193.

59. Westlake D.G. Precipitation strengthening in crystals of zirconium-hydrogen alloys containing oxygen as an impurity // Acta Metallurgica. 1964.-Vol.12.-P. 1373- 1380.

60. Sastry D.H., Prasad Y.V., Vasu K.I. An evolution of rate-controlling obstacles for low-temperature deformation of zirconium // Journal of Nuclear Materials. -1971.-Vol.6. -P.332 341.

61. McQueen H.J., Bourell D.L. Thermomechanical processing of titanium, zirconium, magnesium, and zinc in the HCP structure // Journal Materials Shaping Technol. -1988. -Vol. 5. -P. 163-189.

62. Martin J.L., Reed-Hill R.E. A study of basal slip kink bands in polycrystalline zirconium // Transactions AIME. 1964. - Vol. 230. - P. 780 - 785.

63. Akhtar A. Basal slip in zirconium // Acta Metallurgica. 1973. - Vol. 21.-P.7-11.

64. Rapperport E.J. Room temperature deformation processes in zirconium // Acta Metallurgica. 1959. - Vol. 7. - P. 254 - 260.

65. Rapperport E.J., Hartly C.S. Deformation modes of zirconium at 77°, 575°, and 1075°K // Transactions AIME. 1960. - Vol. 218. - P. 869-877.

66. Akhtar A. Teghtsoonian E. Plasic deformation of zirconium single crystals // Acta Metallurgica. 1971. - Vol. 19. - P. 655 - 663.

67. Akhtar A. Compression of zirconium single crystals parallel to the c-axis // Journal of Nuclear Materials 1973. - Vol. 47. - P. 79 - 86.

68. Dickson J.L., Craig G.B. Room-temperature bazal slip in zirconium // Journal of Nuclear Materials. 1971. - Vol. 40. - P. 346 - 348.

69. Bailey J.R. Electron microscope studies of dislocation in deformed zirconium.// Journal of Nuclear Materials 1962. - Vol. 7. - P.300.

70. Howe L.M., Whitton J.L., McGurn J.F. Observation of dislocation movement and interaction in zirconium by transmission electron microscopy. // Acta Metallurgica. 1962. - Vol. 10. - P. 773.

71. Chakravartty J.K., Kapoor R., Baneijee S. Characterization of hotdeformation behaviour of Zircaloy-2: a comparison between kinetic analysis andprocessing maps // Zeitschrift fur Metallkunde. -2005. -Vol. 96. P. 645 652.

72. Chakravartty J.K., Kapoor R., Banerjee S., Prasad Y. Characterization of hot deformation behavior of Zr-lNb-lSn alloy // Journal of Nuclear Materials -2007. -Vol. 362. -P. 76-85.

73. Regnier P., Dupouy J.M. Prismatic slip in beryllium and ease of slip in HCP metals //Physica Status Sollidy 1970. - Vol. 39, Issue 1. - P. 79-93.

74. Tencoff E. Operation of dislocation with (c+a) type Burgers vector during the deformation of zirconium single crystals // Zeitschrift fur Metallkunde. 1972.-Vol. 63,-P. 192- 197.

75. Holt R.A., Griffiths M. and Gilbert R.W. C-component dislocations in Zr-2.5 wt% Nb Alloy // Journal of Nuclear Materials. 1987. - Vol. 149 (1). - P. 51-56.

76. Yoo M. H., Agnew S. R., Morris J. R., Ho K. M. Non-basal slip systems in HCP metals and alloys: source mechanisms // Materials Science and Engineering A. -2001. -Vol. 319-321. P. 87-92.

77. Fleischer Robert L. Stacking fault energies of HCP metals // Scripta Metallurgica. -1986.-Vol. 20, Issue 2. P. 223-224.

78. Wu X., Wang R., Wang S. Generalized-stacking-fault energy and surface properties for HCP metals: A first-principles study // Applied Surface Science. -2010. Vol. 256, Issue 11. - P. 3409-3412.

79. Mendelev M. I., Ackland G. J. Development of an interatomic potential for the simulation of phase transformations in zirconium // Philosophical Magazine Letters- 2007. Vol. 87, Issue 5. - P. 349 - 359.

80. Khater H.A., Bacon D.J. Dislocation core structure and dynamics in two atomic models of a-zirconium // Acta Materialia. 2010. -Vol. 58, Issue 8. -P. 2978-2987.

81. Voskoboinikov R.E., Osetsky Yu.N., Bacon D.J. Core structure, dislocation energy and Peierls stress for 1/3(1120) ecjge dislocations with (0001) and {110 0} slip planes in a-Zr // Materials Science and Engineering A. -2005. -Vol. 400-401.-P. 45-48.

82. Domain С, Legris A. Ab initio atomic-scale determination of point-defect structure in hep zirconium // Philosophical Magazine -2005. —Vol. 85, Issue 4.-P. 569-575.

83. Morris J.R, Scharff J, К. Но M, и др.. Prediction of a {1122} hep stacking fault using a modified generalized stacking-fault calculation // Philosophical Magazine A. -1997. -Vol.76, Issue 5. P. 1065-1077.

84. Yoo M. H., Morris J. R, Но К. M. , Agnew S. R. Non-basal slip systems in HCP metals and alloys: role of dislocations source and mobility // Metallurgical Materials Transactions A. -2002. -Vol. 33A. P. 813-822.

85. Панин B.E, Дударев Е.Ф, Бушнев JI.C. Структура и механические свойства твердых растворов замещения. М.: «Металлургия», 1971.-С. 208.

86. Hutchinson W.B, Barnett M.R. Effective values of critical resolved shear stress for slip in polycrystalline magnesium and other HCP metals // Scripta Materialia. 2010. -Vol. 63, Issue 7. - P. 737-740.

87. Ruano O. and Elssner G. On solid solution hardening in the zirconium-oxygen system. // Journal of the Less Common Metals. 1975. - Vol. 40, Issue 1. - P. 121 - 128

88. Voskoboynikov R.E, Osetsky Yu.N, Bacon D.J. Self-interstitial atom clusters as obstacles to glide of 1/3<1120}{1100} edge dislocations in a-zirconium // Materials Science and Engineering A. -2005. -Vol. 400-401. P. 54-58.

89. Holt R. и др. Intergranular and interphase constraints in zirconium alloys // Journal of ASTM International. Zirconium in the Nuclear Industry: 15th ASTM International Symposium. — 2008. — Vol. 5 , 6. —P 20-34.

90. Войтович Р.Ф. Окисление циркония и его сплавов. Киев: Наукова думка, 1989. - 288 с.

91. Tsuji Т, Amaya М. Study on order-disorder of Zr-0 alloys (0/Zr=0-0.31) by heat capacity measument // Journal of Nuclear Materials. 1995. - Vol. 223, №1,-P. 33 - 39.

92. Christian J. W., Mahajan S. Deformation twinning// Progress in Materials Sciense. — 1995. — Vol. 39. — P. 1-157.

93. Reed-Hill R.E., Hart W.H., Slippy W.A. Double accommodation kinking and growth of {112 1} twins of zirconium // Transactions AIME. 1966. -Vol. 236.-P. 1558- 1564.

94. Biget M.P., Saada G. Effect of interstitial impurities on twinning of titanium and zirconium // Journal de Physique III. France. -1995. -Vol. 5, Issue 6. -P. 1833-1840.

95. Bingert J.F., Mason T.A., Kaschner G.C., h Deformation twinning in polycrystalline Zr: insights from electron backscattered difraction characterization // Metallurgical and materials transactions A. 2002. -Vol. 33A. -P. 955 - 963.

96. Kim S. Deformation twinning and texture variation in Zr-2.5 %t Nb alloy during rolling // Metallurgical Transactions. -2006. -Vol.37A. -P.59-68.

97. Dirk J. Oh., Johnson R. A. Relationship between c/a ratio and point defect properties in HCP metals // Journal of Nuclear Materials. -1989. -Vol.169. -P. 5-8.

98. Kaschner G.C., Tomé C.N., McCabe R.J. h pp. Exploring the dislocation/twin interactions in zirconium // Materials Science and Engineering: A. 2007. -Vol. 463, Issues 1-2. -P. 122-127.

99. Monnet G., Devincre B., Kubin L. P. Dislocation study of prismatic slip systems and their interactions in hexagonal close packed metals: application to zirconium // Acta Materialia. 2004- Vol. 52, Issue 14. - P. 4317-4328.

100. Bhattacharyya D., Cerreta E.K., McCabe R., и др. Origin ofdislocations within tensile and compressive twins in pure textured Zr // Acta Materialia.-2009. -Vol. 57, Issue 2. -P. 305-315.

101. Murty K.L. Texture development and anisotropic deformation of zircaloy // Progress in Nuclear Energy. -2006. -Vol. 48, Issue 4. -P. 325-359.

102. Castelnau O., Francillette H., Bacroix В., Lebensohn R. A. Texture dependent plastic behavior of Zr702 at large strain // Journal of Nuclear Materials. -2001.-Vol. 297, Issue l.-P. 14-26.

103. Proust G., Tomé C.N., Kaschner G.C. Modeling texture, twinning and hardening evolution during deformation of hexagonal materials // Acta Materialia. -2007. -Vol. 55, Issue 6. -P. 2137-2148.

104. Исаенкова М.Г., Конопленко В.П., Перлович Ю.А., и др. Влияние текстуры на пластическую деформацию прокатанного сплава Zr-l%Nb при растяжении // Атомная энергия. 1982. - Т. 52, вып. 5.-С. 310-313.

105. Исаенкова М.Г., Перлович Ю.А. Кинетика и механизмы текстурообразования в альфа-цирконии при прокатке. // ФММ. 1987. - Т. 64, вып. 1. - С. 107-112.

106. Исаенкова М.Г., Перлович Ю.А. Переориентация кристаллов альфа-циркония при прокатке. // Известия АН СССР. Металлы. 1987, №3. -С. 152- 155.

107. Исаенкова М.Г., Перлович Ю.А. Роль двойникования в развитии текстуры деформации. // ФММ. 1991. №5. - С. 87 - 92.

108. Jiang L., Perez-Prado М.Т., Gruber Р.А. и др. Texture, microstructure and mechanical properties of equiaxed ultrafïne-grained Zrfabricated by accumulative roll bonding // Acta Materialia.— 2008.— Vol. 56.— P. 1228-1242

109. Мацегорин И.В., Русакова A.A., Евстюхин А.И. Анализ механизма текстурообразования в а Zr с применением ЭВМ. // Металлургия и металловедение чистых металлов. - М.: Атомиздат, 1980, вып. 14. - С. 39 - 52.

110. Вишняков Я. Д., Бабарэко А.А., Владимиров С.А., Эгиз И.В. Теория образования текстур в металлах и сплавах. — Москва :Наука, 1979, —342 с.

111. Coleman С.S., Hardie D. Grain-size-dependence in the flow and fracture of a-Zr // Journal of the Japan Institute of Metals. -1966. Vol. 94. - P. 387.

112. Kaschner G.C., Tomé C.N., Beyerlein I.J и др.. Role of twinning in the hardening response of zirconium during temperature reloads // Acta Materialia. 2006. -Vol. 54, Issue 11. - P. 2887-2896.

113. Kaschner G.C., Tomé C.N., McCabe R.J. и др.. Exploring the dislocation/twin interactions in zirconium // Materials Science and Engineering: A. -2007. -Vol. 463, Issues 1-2. -P. 122-127.

114. Capolungo L., Beyerlein I.J., Kaschner G.C., Tomé C.N. On the interaction between slip dislocations and twins in HCP Zr // Materials Science and Engineering: A. -2009. -Vol. 513-514. P. 42-51.

115. McCabe R.J., Proust G., Cerreta E. K. Quantitative analysis of deformation twinning in zirconium // International Journal of Plasticity. -2009. Vol. 25, Issue 3. March, P. 454-472.

116. Mannan S.L., Rodriguez P. Influence of interstitials on the work-hardening behavior of zirconium // Transactions Indian Institute of Metals. -1973. -Vol. 26, Issue 3. -P. 49-54.

117. McCabe R.J., Cerreta E. K., Misra А. и др. Effects of texture, temperature and strain on the defotmation modes of zirconium // Philosophical Magazine. -2007. -Vol. A86. -P. 3595 3611.

118. Tomé C.N., Maudlin P.J., Lebensohn R.A., Kaschner G.C. Mechanical response of zirconium: I. Derivation of a polycrystal constitutive law and finite element analysis // Acta Materialia. -2001. -Vol. 49, Issue 15. P. 3085-3096.

119. Beyerlein I.J., Tomé C.N. A dislocation-based constitutive law for pure Zr including temperature effects // International Journal of Plasticity. 2008. -Vol. 24, Issue 5.-P. 867-895.

120. Yapici G.G., Tomé C.N., Beyerlein I.J. Plastic flow anisotropy of pure zirconium after severe plastic deformation at room temperature // Acta Materialia. -2009. -Vol. 57, Issue 16. P. 4855-4865.

121. Tomé C.N., Lebensohn R.A., Kocks U.F. A model for texture development dominated by deformation twinning: application to zirconium alloys // Acta Metallurgica et Materialia. 1991. -Vol. 39, Issue 11. - P. 2667-2680.

122. Dunlop J.W., Bréchet Y.J.M., Legras L., Estrin Y. Dislocation density-based modelling of plastic deformation of Zircaloy-4 // Materials Science and Engineering: A. -2007. -Vol. 443, Issues 1-2. P. 77-86.

123. Wang Y. N., Huang J. C. Texture analysis in hexagonal materials // Mater. Chemistry and Physics. -2003. -V. 81, Issue 1. -P. 11-26.

124. Вассерман Г., Гревен И. Текстуры металлических материалов. -Москва: Металлургия, 1969. — 654 с.

125. Plunkett В., Cazacu O., Lebensohn R.A., Barlat F. Elastic-viscoplastic anisotropic modeling of textured metals and validation using the Taylor cylinder impact test// International Journal of Plasticity. 2007. -Vol. 23, Issue 6. - P. 1001-1021.

126. Xu F., Holt R. A., Daymond M. R. Modeling lattice strain evolution during uniaxial deformation of textured Zircaloy-2 // Acta Materialia. — 2008. — Vol. 56. —P. 3672-3687.

127. Xu F., Holt R. A., Daymond M. R. и др.. Development of internal strains in textured Zircaloy-2 during uni-axial deformation // Materials Science and Engineering A. — 2008. — Vol. 488 ,1/2. — P. 172-185.

128. Xu F., Holt R.A., Daymond M.R. Evidence for basal a slip in Zircaloy-2 at room temperature from polycrystalline modeling // Journal of Nuclear Materials. - 2008. - Vol. 373, Issues 1-3. - P. 217 - 225.

129. Cai S., Daymond M. R., Holt R. A. Modeling the room temperature deformation of a two-phase zirconium alloy // Acta Materialia . — 2009. — Vol. 57. —P. 407-429.

130. Mureau C., Daymond M.R. Study of internal strain evolution in Zircaloy-2 using polycrystalline models: Comparison between a rate-dependent and a rate-independent // Acta Materialia. -2010. -Vol. 58, Issue 9, P. 3313-3325.

131. Sahoo S.K., Hiwarkar V.D., Samajdar I. и др. Heterogeneous deformation in single-phase Zircaloy 2 // Scripta Materialia. -2007. Vol. 56, Issue 11. P. 963-966.

132. Структурные уровни пластической деформации и разрушения / Под редакцией Панина В.Е. — Новосибирск :Наука, 1990. — 255 с.

133. Криштал М. М. Общая теория неустойчивости и мезоскопической неоднородности пластической деформации // Известия РАН. Серия физическая. — 2004. — Т. 68 , №10. — С. 1391-1402.

134. Christodoulou N., Turner P.A., Tome C.N. и др. Analysis of steady-state thermal creep of Zr-2.5Nb pressure tube material // Metallurgical and materials transaction A. 2002. -Vol. 33A. - P. 1105 - 1115.

135. Byun T.S., Farrell K., Hashimoto N. Plastic instability behavior of bcc and hep metals after low temperature neutron irradiation // Journal of Nuclear Materials.- 2004. -Vol. 329-333. P. 998-1002.

136. Данилов В.И., Заводчиков С.Ю., Баранникова C.A., Зыков И.Ю., Зуев Л.Б. Прямое наблюдение автоволны пластической деформации в циркониевом сплаве. // Письма в ЖТФ. -1998. -Т. 24. -№1. -С. 26 30.

137. Зуев Л.Б., Баранникова С.А., Заводчиков С.Ю. Локализация деформации растяжения в поликристаллическом сплаве на основе циркония. // ФММ. 1999. - Т. 87, №3. -С. 77 - 79.

138. Zuev L.B., Danilov V.I., Barannikova S.A., Zykov I.Yu. Plastic flow localization as a new kind of wave processes in solids // Materials Science and Engineering A. 2001. - Vol. A 319 - 321. - P. 160 - 163.

139. Zuev L. В., Semukhin B. S., Zavodchikov S. Yu. Deformation localization and internal residual stress in billets for Zr-Nb pipe rolling // Materials Letters. — 2002. — V. 57 ,4. — P. 1015-1020.

140. Зуев Л.Б, Данилов В.И., Мних Н.М. Спекл-интерферометрический метод регистрации и анализа полей смещений при пластической деформации. // Заводская лаборотория. 1990. - Т. 56., №2. - С. 90 - 93.

141. Зуев Л.Б., Данилов В.И. О природе крупномасштабной корреляции при пластическом течении. // ФТТ. -1997. -Т. 39. -№8. -С. 1399 -1403.

142. Зуев Л.Б., Баранникова С.А., Зариковская Н.В. Феноменология автоволновых процессов локализованного пластического течения. // ФТТ. -2001. Т. 43, №8. - С. 1423 - 1427.

143. Зуев Л.Б., Данилов В.И., Семухин Б.С. Пространственно-временное упорядочение при пластическом течении твердых тел. // Успехи физики металлов. 2002. - Т. 3. -С. 237 - 304.

144. Зуев Л.Б., Данилов В.И., Баранникова С.А. Физика макролокализации пластического течения. -Новосибирск: Наука, 2008-328с.

145. Пресняков A.A. Локализация пластической деформации. Алма-Ата: Наука, 1981.- 119 с.

146. Тихонов A.C. Эффект сверхпластичности металлов и сплавов. — Москва : Наука, 1978. — 142 с.

147. Никулин С.А., Штремель М.А., Ханжин В.Г. О вязком разрушении высокомарганцевой стали при растяжении // Известия АН СССР Металлы. -1990. №1. - С. 145 - 151.

148. Никулин С.А., Маркелов В.А., Фатеев Б.М., и др. Влияние структуры на диаграммы деформации сплава Zr-2,5%Nb // Известия АН СССР Металлы. 1991. - №3. - С. 134 - 139.

149. Никулин С.А. Два варианта потери устойчивости течения при растяжении и пластичность сплавов. // ФММ. 1996. - Т. 81, Вып. 3. -С. 142 -158.

150. Бэкофен В. Процессы деформации.— Москва: Металлургия, 1977, —288 с.

151. Панин В.Е, Егорушкин В.Е, Панин A.B. Физическая мезомеханика твердого тела как многоуровневой системы. I Физические основы многоуровнего подхода // Физическая мезомеханика. 2006. - Т.9, № 3.-С.9-22.

152. Ludvik P. Elements der Technologieshen Mechanik. Berlin: Springer, 1909. -32 p.

153. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов. / Под ред. Трефилова В.И. -Киев: «Наукова Думка», 1989. —256 с.

154. Crussard С, Jaoul В. Contribution à l'étude de la forme des courbes de traction des métaux et à son interprétation physique // Review Metals -1950. -Vol. 7, №8.-P. 589.

155. Кобаяси A. Экспериментальная механика.— Москва: Мир, 1990. — в 2-х. томах.

156. Сухарев И.П. Экспериментальные методы исследования деформаций и прочности. — Москва Машиностроение, 1987. — 216 с.

157. Фридман Я.Б, Зилова Т.К., Демина Н.И. Изучение пластических деформаций разрушения методом накатных сеток. — Москва : Оборонгиз, 1962. — 188 с.

158. Джоунс Р, Уайкс К. Голографическая и спекл -интерферометрия. — Москва : Мир, 1986. — 328 с.

159. Вест Ч. Голографическая интерферометрия.— Москва :Мир, 1982. —504 с.

160. Клименко И. С. Голография сфокусированных изображений и спекл-интерферометрия. — Москва : Наука, 1985. — 224 с.

161. Борн М., Вольф Э. Основы оптики.- Москва: Наука, 1970. 855 с.

162. Кадич А, Еделен Д. Калибровочная теория дислокаций и дисклинаций. — Москва :Мир, 1987. — 168 с.

163. Колосов С. В. Закономерности локализации деформации на параболической стадии пластического течения в ГПУ-сплавах циркония //

164. Дис. канд. физ.-мат. наук. — Томск, 2006. — 129 с.

165. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов С.В. Закономерности локализации пластической деформации при формировании шейки в сплавах циркония // ЖТФ 2006. -Т. 76, вып. 3.- С. 44 - 49.

166. Полетика Т.М., Колосов С.В., Нариманова Г.Н., Пшеничников А.П. Неустойчивость пластического течения при формировании шейки в сплавах циркония // ПМТФ. -2006. -№3. -с. 141 149.

167. Adams B.L., Wright S.I., Kunze К. Orientation imaging: The emergence of a new microscopy // Metallurgical Transactions. -1993. -Vol. 24A, Issue 4.-P. 819-831.

168. Миронов С. Ю., Мышляев М. М. Анализ эволюции дислокационных границ в ходе холодной деформации микрокристаллического титана // ФТТ. — 2007. — Т. 49, №5. — С. 815-821.

169. Zeng Z., Zhang Y., Jonsson S. Microstructure and texture evolution of commercial pure titanium deformed at elevated temperatures // Materials Science and Engineering: A. — 2009. — V. 513-514. — P. 83-90.

170. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М: Металлургия, 1973. - 583 с.

171. Эндрюс, Д. Дайсон, С. Коуэн. Электронограммы и их интерпретация. М.: Мир, 1971. - 256 с.

172. Вергазов А. Н., Рыбин В. В. Методика кристаллогеометрического анализа структур металлов и сплавов в практике электронной микроскопии.1. JL: ЛДНТП, 1984.- 40 с.

173. Хирш П., Хови А., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких фольг / Под ред. Утевского J1.H. М.: Мир, 1968. - 574 с.

174. Бушнев Л.С., Колобов Ю.Р., Мышляев М.М. Основы электронной микроскопии. Томск: Изд-во Томского Ун-та, 1989. - 218 с.

175. Салтыков С. А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1975. - 376 с.

176. Kozlov E.V., Koneva N.A. Internal field and other contributions to flow stress // Materials Science and Engineering A. 1997. - V.234-236. - P. 982 -985.

177. Ashby M.F. // The Deformation of plastically non-homogeneous materials // Phil. Mag. -1970. Vol. 21, № 170. - P. 399 - 424.

178. Ashby M.F. // Strengthening methods in crystals / Eds. A. Kelly, R.B. Nicholson. London: Appl. Science Publishers LTD, 1971. - P. 137-192.

179. Конева H.A., Попова H.A., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Роль геометрически необходимых дислокаций при формировании деформационных субструктур // Извести ВУЗов. Физика. 2009. -№ 9/2. - С. 5-14.

180. Koneva N.A., Kozlov E.V., Trishkina L.I. Internal field source, their screening and the flow stress // Materials Science and Engineering A. 2001. -319-321.-P. 156 - 159.

181. Иванов A.H., Шелехов B.E., Кузьмина E.H. Метод Фойгт-аппроксимации для определения параметров наноструктуры по профилю рентгеновских линий // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. -2004-Т. 70, №11.-С. 29 -30.

182. Лихачев В.А., Малинин В.Г. Структурно-аналитическая теория прочности. СПб.: Наука, 1991.-471 с.

183. Ungar T.T., Castelnau О., Ribarik G. и др. Grain to grain slip activity in plastically deformed Zr determined by X-ray micro-diffraction line profileanalysis // Acta Materialia. 2007. V. 55. P. 1117-1127.

184. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и электроннооптический анализ. Москва: МИСИС, 1994. - 328 с.

185. Фетисов Г.В. Синхротронное излучение. Методы исследования структуры веществ. М.: Физматлит, 2007. -672 с.

186. Уманский Я.С., Скаков Ю.С. и др. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М.: Металлургия, 1982. -632 с.

187. Полетика Т.М. , Нариманова Г.Н., Гимранова О.В., Зуев Л.Б. Локализация пластического течения в сплаве Zr-1% Nb // ЖТФ. 2002. - Т. 72., № 9.

188. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов С.В., Зуев Л.Б. Локализация пластического течения в технических сплавах циркония. // ПМТФ 2003. - Т. 44, №2. - С. 132 - 142.

189. Bergstrom Y., Aronsson В. Effects of changes in temperature and strain rate on the "double-n" behavior of alpha-iron // Metallurgical Transactions. 1970. -Vol. l.-P. 1029-1030.

190. Monteiro S.N., Reed-Hill R.E. On the "double-n" behavior of iron // Metallurgical Transactions. -1971. -Vol. 2. -P. 2947-2948.

191. Monteiro S.N., Reed-Hill R.E. An empirical analysis stress-strain curves of titanium // Metallurgical Transactions. -1973. -Vol. 4. -P. 1011-1015.

192. Москаленко В.А., Смирнов A.P., Ковалева B.H., Нацик В.Д. Стадийность деформационного упрочнения поликристаллического титана при низких температурах и ее связь с эволюцией субструктуры // Физика низких температур. -2002. -Т. 28, № 12. -С. 1310-1319.

193. Paruz H., Edmonds D.V. The strain hardening behavior of dual-phase steel // Materials Science and Engineering: A. -1989. -Vol. 117. -P. 67-74.

194. Byun T. S., Kim I. S. Tensile properties and inhomogeneous deformation of ferrite-martensite dual-phase steels // Journal of Materials Science. -1993. -V. 28. -P. 2923-2932.

195. Хоникомб P. Пластическая деформация металлов. — Москва: Мир, 1972, —408 с.

196. Полухин П. И., Горелик С. С., Воронцов В. К. Физические основы пластической деформации. — Москва: Металлургия, 1982. — 584 с.

197. Gil Sevillano J., Van Houte P., Aernoudt E. Large strain work hardening and textures// Progress in Materials Science.— 1980.— Vol. 25 :2/4. — P. 69-134.

198. Конева H. А., Козлов Э. В. — Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск: Наука, 1990. -С. 123 - 186.

199. Конева Н. А., Козлов Э. В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Известия вузов. Физика. — 1990. — 2. — С. 89106.

200. Валиев Р. 3., Александров И. В. Объёмные наноструктурные металлические материалы. — Москва :ИКЦ "Академкнига", 2007. — 398 с.

201. Stuwe Н.Р. Die Fliefikurven vielkristalliner Metalle und ihre Anwendung in der Plastizitatsmechanik // Zeitschrift fur Metallkunde. — 1965. — Vol. 56, —P. 633 -642.

202. Kovacs I. The mechanism of the work-hardening in F.C.C. metals // Acta Metallurgica. — 1967, —Vol. 15,11. —P. 1731-1736.

203. Zehetbauer M. J., Seumer V. Cold work hardening in stages IV and V of F.C.C. metals—I. Experiments and interpretation // Acta Metallurgica et Materialia. — 1993. — Vol. 41. — P. 577-588.

204. Zehetbauer M. J. Cold work hardening in stages IV and V of F.C.C. metals—II. Model fits and physical results // Acta Metallurgica et Materialia. — 1993, —Vol.41. —P. 589-599.

205. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986. - 224 с.

206. Hansen N., Jensen D. J. Development of microstructure in FCC metals during cold work // Philosophical Transansactions of the Royal Society of London A. — 1999. — Vol. 357. — P. 1447-1469.

207. Humphreys F. G., Prangnell P.B. и др. Developing stable fine-grain microstructures by large strain deformation // Philosophical Transansactions of the Royal Society of London A. — 1999. — Vol. 357. — P. 1663-1681.

208. Hughes D. A., Hansen N. Microstructure and strength of nickel at large strains // Acta Materialia. — 2000. — Vol. 48 ,11. — P. 2985-3004.

209. Toth L. S., Molinary A. Tuning a self consistent viscoplastic model by finite element results—II. Application to torsion textures // Acta Metallurgica et Materialia. — 1994. — Vol. 42 ,7. — P. 2459-2466.

210. Muller M. и др. Stage IV work hardening in cell forming materials, part I: Features of the dislocation structure determined by X-ray line broadening // Scripta Materialia. — 1996. — Vol. 35 ,12. — P. 1461-1466.

211. Ungar Т., Zehetbauer M. J. Stage IV work hardening in cell forming materials, part II: A new mechanism// Scripta materialia.— 1996.— Vol. 35 ,12, —P. 1467-1473.

212. Nes E., Pettersen Т., Marthinsen K. On the mechanisms of work hardening and flow-stress saturation // Scripta Materialia. — 2000. — Vol. 43 ,1. —P. 55-62.

213. Nes E. Modelling of work hardening and stress saturation in FCC metals // Progress in Materials Science. — 1997. — Vol. 41 ,3. — P. 129-193.

214. Poliak E. I., Jonas J. J. A one-parmenter approach to determining the critical conditions for the initiation of dynamic recrystallization// Acta Acta Metallurgica et Materialia. — 1996. — Vol. 44 ,1. — P. 127-136.

215. Конева H.A., Козлов Э.В., Тришкина Л.И. Классификация дислокационных структур // Металлофизика. -1991. -Т. 13, №10. -С. 49-58.

216. Конева H.A. Классификация, эволюция и самоорганизация дислокационных структур в металлах и сплавах // Соросовский образовательный журнал. -1996. -№6. -С. 99 107.

217. Козлов Э.В., Конева H.A. Природа упрочнения металлических материалов // Известия вузов. Физика.- 2002. -№3.- С. 52-71.

218. Полетика Т.М., Гирсова C.JL, Попова H.A., Конева H.A., Козлов Э.В. Эволюция дефектной структуры в сплаве циркония при пластической деформации // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. -2005, №1.-С. 58-61.

219. Полетика Т.М., Гирсова C.JL, Попова H.A., Конева H.A., Козлов Э.В. Эволюция дефектной структуры при пластической деформации в сплавах циркония. // Деформация и разрушение материалов. 2006, №10. - С. 12-15.

220. Гирсова C.JL Эволюция дислокационной структуры и стадийность деформационных кривых в ГПУ сплавах циркония: Дис. канд. физ.-мат. наук. - Томск, 2008. - 218 с.

221. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Суховаров В.Ф. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов. Новосибирск: Наука, 1989. - 211 с.

222. Alvarez-Armas I., Herenu S. Influence of dynamic strain aging on the dislocation structure in Zircaloy-4 during low-cycle fatigue // Journal of Nuclear Materials 2004.-V. - 334. - P. 180 - 188.

223. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. / Перев. с англ. под ред. Надгорного Э. М. и Осипьяна Ю. А. М.: Атомиздат. 1972. - 600 с.

224. Лычагин Д.В. Развитие дислокационной структуры и природа стадийности кривых деформационного упрочнения упорядочивающегосясплава Ni3Fe: Дис. канд. физ.-мат. наук. Томск, 1987. - 237 с.

225. Конева Н.А, Лычагин Д.В, Теплякова Л.А, Козлов Э.В. Дислокационно-дисклинационные субструктуры и упрочнение // Теоретическое и экспериментальное исследование дисклинаций. Л.: ФТИ им. А.Ф. Иоффе, 1986.

226. Золотаревский Н.Ю, Рыбин В.В., Жуковский И.М. Теория текстур деформации фрагментирующихся металлов // ФММ. -1989. -Т. 67, вып. 2. -С. 221-231.

227. Козлов Э.В, Старенченко В.А, Конева Н.А. Эволюция дислокационной субструктуры и термодинамика пластической деформации металлических материалов // Металлы. 1993, №5. - С. 152 - 161.

228. Hansen N, Kuhlman Wilsdorf D. Low energy dislocation structure due to unidirectional deformation at low temperatures // Materials Science and Engineering A. - 1986. - Vol. 81. - P. 141 - 161.

229. Козлов Э.В, Попова Н.А, Конева Н.А. Фрагментированная субструктура, формирующаяся в ОЦК-сталях при деформации // Известия РАН. Серия Физическая. -2004. -Т.68,№10. -С.1419-1427.

230. Гирсова С.Л, Полетика Т.М. Влияние кислорода на эволюцию дислокационной структуры в ГПУ сплавах циркония // Деформация и разрушение материалов. - 2010, № 5. - С. 14 - 20.

231. Колачев Б. А. Физическое металловедение титана. М.: Металлургия, 1986. - 260 с.

232. McQueen H.J. The production and utility of recovered dislocation substructures // Metallurgical Transactions. -1977. -Vol. 8A. -P. 807-824.

233. Conrad H. Effect of interstitial solutes on the strength and ductility of titanium // Progress in Materials Science. 1981. - Vol. 126. - P. 123- 403.

234. Владимиров В.И, Романов A.E. Дисклинации в кристаллах. -Ленинград: Наука, 1986. 224 с.

235. Fleck N.A, Muller J.M, Ashby M.F. и др.. Strain gradient plasticity: theory and experiment // Acta Metall. et Materialia.-1994.-Vol. 42. P.475-487.

236. Aifantis E.C. Gradient deformation models at nano-, micro- and macroscales // Journal of Engineering Materials Technology -1999. -Vol. 22. -P. 189-202.

237. Kubin L.P., Mortensen A. Geometrically necessary dislocations and strain-gradient plasticity: a few critical issues // Scripta Materialia. -2003. -Vol. 48. -P. 119-125.

238. Малыгин Г. А. Кинетический механизм образования фрагментированных дислокационных структур при больших пластических деформациях // ФТТ. 2002. - Т. 44, вып.11. - С. 1979 - 1986.

239. Hughes D.A., Hansen N., Bammann D.J. Geometrically necessary boundaries, incidental dislocation boundaries and geometrically necessary dislocations // Scripta Materialia. -2003. -Vol. 48. -P. 147-153.

240. Hughes D.A. Microstructure evolution, slip patterns and flow stress // Materials Science and Engineering A. -2001. -Vol. A319-321. -P. 46-54.

241. Козлов Э.В., Конева H.A., Попова H.A. Зеренная структура, геометрически необходимые дислокации и частицы вторых фаз в поликристаллах микро-и мезоуровня // Физическая мезомеханика. -2009, Т. 12, №4.-С. 93-106.

242. Humphreys J., Bate P. Gradient plasticity and deformation structures around inclusions // Scripta Materialia. -2003. -Vol. 48 P. 173-178.

243. Holt D.L. Dislocation cell formation in metals // Journal of Applied Physics. 1970. -Vol. 41, Issue 8. -P. 3197-3201.

244. Конрад Г. Модель деформационного упрочнения для объяснения влияния величины зерна на напряжение течения металлов // Сверхмелкое зерно в металлах. М: Металлургия, 1973. -С. 206-219.

245. Орлов А.Н. Зависимость плотности дислокаций от величины пластической деформации и размера зерна // ФММ. -1977. -Т. 44, №5. -С. 966-970.

246. Bailey J., Hirsch P. The dislocations distribution, flow stress and stored energy in cold-worced pollycristalline silver // Philosophical Magazine. -1960.-Vol. 6, Issue 53. -P. 485-497.

247. Козлов Э.В., Конева H.A., Попова H.A. Барьерное торможение дислокаций. Проблема Холла-Петча // Физическая мезомеханика. -2006, Т. 9, №3. С. 81-92.

248. Abson D.J., Jonas J.J. Substructure strengthening in zirconium and zirconium-tin alloys // Journal of Nuclear Materials. -Vol. 42, Issue 1. -P. 73-85.

249. Чащухина Т.И., Дегтярев M.B., Воронова JI.M. Влияние доминирующего структурообразующего процесса при большой деформации под давлением на параметры уравнения Холла-Петча // Известия РАН. Серия физическая. -2007. -Т. 71, №5. -С. 748-750.

250. Гуткин М.Ю., Овидько И.А. Предел текучести и пластическая деформация нанокристаллических материалов // Успехи механики. -2003. -№1. -С. 69-125.

251. Андриевский Р.А., Глезер A.M. Прочность наноструктур // УФН. -2009. -Т. 179, №4. С. 337-358.

252. Русин Н.М., Полетика Т.М., Гирсова С.Л., Данилов В.И. Особенности локализации пластической деформации при интенсивном деформировании металлов // Известия вузов. Физика. -2007. -Т. 50, №11. -С. 43-49

253. Kad В.К., Gebert J.-M., Perez-Prado M.T. и др. Ultrafine-grain-sized zirconium by dynamic deformation // Acta Materialia. -2007. -Vol. 54. P.4111-4127.

254. Полетика T.M., Нариманова Г.Н., Гимранова O.B., Зуев Л.Б. Локализация пластического течения в сплаве Zr-1% Nb // ЖТФ. 2002. - Т. №72, № 9.

255. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов C.B., Зуев Л.Б. Локализация пластического течения в технических сплавах циркония // ПМТФ 2003. - Т. 44, №2. - С. 132 - 142.

256. Данилов В.И., Зуев Л.Б., Летахова Е.В. и др.. Типы локализации пластической деформации и стадии диаграмм нагружения металлических материалов с различной кристаллической структурой // ПМТФ. 2006. - Т. 47, №2.-С. 176- 184.

257. Данилов В.И., Орлова Д.В., Зуев Л.Б., Шляхова Г.В. Характер локализации пластической деформации и разрушение высокохромистой стали мартенситного класса // Известия вузов. Физика. 2009. - Т. 52, № 5. -С. 78-84

258. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов C.B. Неустойчивость пластического течения в сплавах циркония // Письма в ЖТФ 2005. - Т. 31, вып. 22.-С. 36-41.

259. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов C.B. Закономерности локализации пластической деформации при формировании шейки в сплавах циркония // ЖТФ. 2006. - Т. 76, вып. 3. - С. 44 - 49

260. Полетика Т.М., Колосов C.B., Нариманова Г.Н., Пшеничников А.П. Неустойчивость пластического течения при формировании шейки в сплавах циркония // ПМТФ. 2006, №3. - С. 141 - 149.

261. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов C.B. Неустойчивость пластического течения в циркониевых сплавах // Металлофизика и новейшие технологии 2006, - Т. 28, № 8. - С. 1119 - 1130.

262. Poletika Т.М., Narimanova G.N., Kolosov S.V., Pshenichnikov A.P. Unstable plastic flow in a Technical Zirconium Alloys // Eurasian Physical Technical Journal. 2006. - Vol.3, No 1(5). - P. 7 - 10.

263. Полетика T.M., Пшеничников А.П., Гирсова С.Л. Неустойчивость пластического течения и формирование шейки в сплаве циркония // Физическая мезомеханика. -2006. Т.9.- С.99 - 102.

264. Wray P.J. // Strain-rate of tensile failure of a polycrystalline material atelevated temperature // Journal of Applied Physics. 1969. - Vol. 40. - P. 4018 -4029.

265. Wray P.J. Tensile plastic instability at an elevated temperature and its dependence upon strain rate // Journal of Applied Physics. 1970. - Vol. 41. - P. 3347-3352.

266. Пресняков A.A., Мофа H. H. Локализация деформации алюминия и некоторых его сплавов при растяжении // Известия АН СССР. Металлы. -1981, №2.-С. 205-208.

267. Полетика Т. М., Пшеничников А. П. Нелинейный характер формирования шейки в сплавах циркония // ПМТФ. — 2009. — Т. 50 , №3. —С. 197-204.

268. Полетика Т.М., Пшеничников А.П. Нелинейный характер макролокализации деформации в ГПУ-сплавах циркония // ЖТФ. — 2009. — Т. 79, №3. —С. 54-58.

269. Пшеничников А.П., Полетика Т.М. Нелинейный характер макролокализации деформации в ГПУ- сплавах циркония // Вестник Тамбовского Университета. Серия: Естественные и технические науки.- 2-10. -Т. 15, вып. З.-С. 875-876.

270. Криштал М.М. Общая теория неустойчивости и мезоскопической неоднородности пластической деформации // Известия РАН. Серия физическая. 2004. - Т. 68, № 10.- С. 1391 - 1402.

271. Zeides F., Roman I. Experimental evidence of macroscopic plastic flow non homogeneity development in uniaxial tensile test samples // Experimental Mechanics. -2000. -Vol. 40, N. 3. -P.261-264.

272. Бриджмен П. У. Исследования больших пластических деформаций и разрыва. — Москва: Книжный дом "ЛИБРОКОМ", 2010. — 448 с.

273. Панин В. Е., Деревягина Л.С. и др. Анализ напряженно-деформированного состояния в шейке плоского образца высокопрочной стали при разрушении // Физическая мезомеханика. — 2004. — Т. 7, Спец. выпуск 4.1. — С. 374-377.

274. Panin V.E., Derugin Е.Е., Wasman G.I. Shear bamds and fracture of imperfect Fe-3%Si polycrystals // International Journal of Fracture. 2001. - Vol. 107.-P. 1 - 10.

275. Панин В. E., Деревягина Л.С., Дерюгин E.E. и др. Закономерности стадии предразрушения в физической мезомеханике // Физическая мезомеханика. — 2003. — Т. 6, №6. — С. 97-106.

276. Панин А.В., Сон А.А., Иванов Ю.Ф. и др. Особенности локализации и стадийности пластической деформации субмикрокристаллического армко-железа с полосовой фрагментированой структурой // Физическая мезомеханика.- 2004. -Т.7, №3. С. 5-16.

277. Peirce D., Asaro R.J., Needleman A. An analysis of nonuniform and localized deformation in ductile single crystals // Acta Metallurgica. 1982. -Vol. 30.-P. 1087-1119.

278. Zikry M.A., Nemat-Nasser S. High strain-rate localization and failure of crystalline materials // Mechanics of Materials. 1990. - Vol.10. - P. 215-237.

279. Inal K., Wu P.D., Neale K.W. Instability and localized deformation in polycrystalline solids under plane-strain tension // International Journal of Solids and Structures. 2002. - Vol. 39. - P. 983-1002.

280. Hutchinson J.W., Neale, K.W. Influence of strain-rate sensitivity on necking under uniaxial tension // Acta Metallurgica. 1977. - Vol. 25. - P. 839846

281. Lian J., Zhou D. Diffuse necking and localized necking under plane stress // Materials Science and Engineering. 1989. - Vol. 111 A. - P. 1-7.

282. Кайбышев O.A., Утяшев Ф.З. Сверхпластичность, измельчение структуры и обработка труднодеформируемых сплавов.- Москва: Наука,2002.-438 с.

283. Hammad A.M., El-Mashri S.M., Nasr M.A. Mechanical properties of the Zr-l%Nb at elevated temperatures // Journal of Nuclear Materials. 1992. -Vol. 186, 2.-P. 166-176.

284. Lee M.H., Kim J., Choi H. B. Mechanical properties and dynamic strain aging behavior of Zr-l.5Nb-0.4Sn-0.2Fe alloy // Journal of Alloys and Compounds. 2007. - Vol. 428, N. 1-2. - P. 99-105.

285. Wei Q., Chengb S., Ramesh K.T., Ma E. Effect of nanocrystalline and ultrafme grain sizes on the strain rate sensitivity and activation volume: fee versus bcc metals // Materials Science and Engineering A. 2004. -Vol. 381. - P. 71-79.

286. Wang Y.M., Hamza A.V., Ma E. Temperature-dependent strain rate sensitivity and activation volume of nanocrystalline Ni // Acta Materialia. 2006. -Vol.54.-P. 2715-2726.

287. Estrin Y., Kubin L. Plastic instabilities: phenomenology and theory // Materials Science and Engineering. -1991. -Vol. A137.-P. 125-134.

288. Ananthakrishna G. Current theoretical approaches to collective behavior of dislocations // Physics Reports. — 2007. — Vol. 440. — С. 113-259.

289. Лебедев В. П. и др. Низкотемпературная неустойчивость пластической деформации алюминия// ФТТ.— 2007.— Т. 49, №11.— С. 1994-2000.

290. Губкин С.И. Пластическая деформация металлов // Москва: Металлургия, 1960. -Т. 2.-416 с.

291. Штремель М.А. Прочность сплавов. Ч. 2. Деформация // Москва: МИСИС, 1977.-527 с.

292. Панин В. Е. Синергетические принципы физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. — 2000. — Т. 3 , №6. — С. 5-36.

293. Полетика Т.М., Пшеничников А.П., Гирсова C.J1. Структурно-ориентационная неустойчивость в ГПУ сплаве циркония // Письма в ЖТФ-2011- Т.37, вып.7. С. 16-22.

294. Полетика Т.М., Пшеничников А.П., Гирсова C.JI. Эволюция микроструктуры и микротекстуры в процессе формировании шейки в сплаве Zr-l%Nb // ЖТФ.-2011 .-Т.81, вып. 11 .-С.82-88.

295. Вишняков Я.Д. Современные методы исследования структуры деформируемых кристаллов. Москва, Металлургия, 1975. -479 с.

296. Sanchez P., Pochettino A., Chauveau Т. и др.. Torsion texture development in zirconium alloys // Journal of Nuclear Materials. 2001. -Vol. 298. -P. 329-339.

297. Bridier F., Villechaise P., Mendez J. Analysis of the different slip systems activated by tension in a a/(3 titanium alloy in relation with local crystallographic orientation // Acta Materialia.-2005.-Vol. 53. -P. 555-567.

298. Suwas S., Beausir В., Toth L.S. и др. Texture evolution in commercially pure titanium after warm equal channel angular extrusion // Acta Materialia. 2011. - Vol.59. - P. 1121-1133.

299. Херцберг P. В. Деформация и механика разрушения конструкционных материалов. — Москва , Металлургия, 1989. — 576 с.

300. Панин В.Е., Строкатов Р.Д. Динамика мезоскопической структуры и сверхпластичность аустенитных сталей и сплавов: в кн. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов, ч. 1. Новосибирск, Наука. Сиб отд-е, 1995, с. 208 240.

301. Засимчук Е.Э. Коллективные моды деформации, структурообразование и структурная неустойчивость: в кн. Кооперативные деформационные процессы и локализация деформации. Киев, Наукова думка, 1989, с.58 100.

302. Полетика Т.М., Гирсова C.JL, Шмаков А.Н. Исследование микроструктуры ГПУ- сплава циркония методом рентгеноструктурногоанализа на синхротронном излучении // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. -2012, №5. -С. 1-5.

303. Mukherjee Р, Sarkar A, Barat Р. и др. Deformation characteristics of rolled zirconium alloys: a study by X-ray diffraction line profile analysis // Acta Materialia. 2001. -Vol. 52, Issue 19. - P. 5687-5696.

304. Sarkar A, Mukherjee P, Barat P. X-ray diffraction studies on asymmetrically broadened peaks of heavily deformed zirconium -based alloys //

305. Materials Science and Engineering A. 2008. -Vol. 485, Issues 1-2. - P. 176-181.

306. Clyne T.W., Withers P.J. An Introduction to Metal Matrix Composites. Cambridge, Cambridge University Press, 1995. -509 p.

307. Лихачев B.A., Мышляев M.M, Сеньков О.Н. О роли структурных превращений в сверхпластичности //ФММ. -1987. -Т. 63, №6. -С. 1045-1060.

308. Барахтин Б. К, Владимиров В. И, Иванов С. А. и др. Эффект периодического изменения дефектной структуры при пластической деформации // ФТТ. -1987. -Т.28, вып. 7. С. 2250 - 2252.

309. Панин В.Е, Полетика Т.М, Кульков С.Н. Гетерофазные материалы со сдвиговой неустойчивостью: структурные уровни деформации и разрушение: в кн. Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск: Наука, 1990. -С. 187 - 204.

310. Глезер A.M., Поздняков В.А. Условия формирования различных дефектных структур в процессе больших пластических деформаций // Деформация и разрушение. -2004. -Т. 398, № 6. -С. 756 758.

311. Панин В.Е, Гриняев Ю.В, Панин А.В. Полевая теория многоуровневого пластического течения в шейке деформируемого твердого тела// Физическая мезомеханика. -2007. -Т.10, №5. -С. 5-16.

312. Кайбышев О.А, Утяшев Ф.З. Сверхпластичность, измельчение структуры и обработка труднодеформируемых сплавов. Москва, Наука, 2002.-438 с.

313. Choi W.S., Ryoo H.S., Hwang S.K. и др. Microstructure evolution in Zr under equal channel angular pressing // Metallurgical and materials transactions A. -2002. -Vol. 33A. -P. 973-980.

314. Нестерова E. В., Рыбин В. В. Кристаллографический ПЭМ анализ сильнодеформированных структур методом одиночных рефлексов // Вопросы материаловедения. — 2003. — Т. 1. — С. 151-164.

315. Полетика Т.М., Гирсова С.Л., Пшеничников А.П. Цикличность дислокационных превращений в ГПУ- сплаве циркония // Письма в ЖТФ-2010,- Т.36, вып.7. С. 31 -37.

316. Полетика Т.М., Гирсова С.Д., Пшеничников А.П. Цикличность дислокационных перестроек при формировании шейки в ГПУ-сплаве Zr-l%Nb. //ЖТФ. -2011. -Т.81, вып. 5.- С. 59-64.

317. Полетика Т.М., Гирсова С.Л., Пшеничников А.П. Цикличность эволюции дефектной структуры в очаге макролокализации деформации в ГПУ- сплаве Zr-Nb // Деформация и разрушение материалов. 2010, № 9. -С. 6- 12.

318. Кайбышев O.A., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. -Москва, Металлургия, 1987. -214 с.

319. Рекристаллизация металлических материалов / Под редакцией Хесснера Ф. -Москва, Металлургия, 1982. -352 с.

320. Горелик С.С., Добаткин C.B., Капуткина Л.М. Рекристаллизация металлов и сплавов. Москва, МИСИС, 2005. -432 с.

321. Doherty R.D., Hughes D.A., Humphreys F.J. и др.. Current issues in recrystallization: a review // Materials Science and Engineering A.-1997. Vol. A238. - P.219-274.

322. Колобов Ю.Р., Валиев P.3., Грабовецкая Г.П. и др.. Зернограничная диффузия и свойства нанокристаллических материалов. -Новосибирск, Наука, 2001. -232с.

323. Herzig С., Mishin Y., Divinsky S. Bulk and interface boundary diffusion in group IV hexagonal close-packed metals and alloys // Metallurgical and materials transactions A. -2002. -Vol. 33A. -P. 765-775.

324. Les P., Stuwe, H. P., Zehetbauer M. Hardening M and strain rate sensitivity in stage IV of deformation in f.c.c. and b.c.c. metals // Materials Science and Engineering A.-1997. Vol. A234-236. - P.453-455.

325. Hutchinson W.B., Barnett M.R. Effective values of critical resolved shear stress for slip in polycrystalline magnesium and other hep metals // Scripta Materialia. -2010. -Vol. 63. -P. 737-740.

326. Бобылев C.B., Гуткин М.Ю., Овидько И.А. Цепной распад малоугловых границ наклона в нанокристаллических материалах // ФТТ. -2004. -Т. 46, вып. 11.-С. 1986- 1990.

327. Гуткин М.Ю., Микаелян К.Н., Овидько И.А. Рост зерен и коллективная миграция их границ при пластической деформации нанокристаллических материалов // ФТТ. -2008. -Т. 50, вып. 7. -С. 1216 -1229.

328. Малыгин Г. А. Процессы самоорганизации дислокаций и пластичность кристаллов // УФН. -1999. -Т. 169, вып. 9. -С. 979- 1010.

329. Малыгин Г. А. Механизм деформационного упрочнения и образования дислокационных структур в металлах при больших пластических деформациях // ФТТ. -2006. -Т. 48, вып. 4. -С. 651 657.

330. Глезер A.M., Метлов Л.С. Физика мегапластической (интенсивной) деформации твердых тел // ФТТ. -2010. -Т. 52, вып.6. -С. 1090 1097.

331. Быков В.М., Лихачев В. А., Никонов Ю.А. и др. Фрагментирование и динамическая рекристаллизация в меди при больших иочень больших пластических деформациях // ФММ. -1978. -Т. 45, №1. -С. 163-169.

332. Jin М., Minor A.M., Stach Е.А., Morris Jr. J.W. Direct observation of deformation-induced grain growth during the nanoindentation of ultrafine-grained A1 at room temperature // Acta Materialia. -2004. -Vol. 52. -P. 5381 5387.

333. Fan G.J., Fu, H. Choo L.F и др. Uniaxial tensile plastic deformation and grain growth of bulk nanocrystalline alloys // Acta Materialia. -2006. -Vol. 54. .p. 4781-4792.

334. Koike J., Kobayashi Т., Mukai Т. и др. The activity of non-basal slip systems and dynamic recovery at room temperature in fine-grained AZ31B magnesium alloys // Acta Materialia. -2003. -Vol. 51. -P. 2055-2065.

335. Hasija V., Ghosh S., Mills M. J., Joseph D. Deformation and creep modeling in polycrystalline Ti-6A1 alloys // Acta Materialia. 2003. -Vol. 51. - P. 4533-4549.

336. Venkatramani G., Ghosh S., Mills M. A size-dependent crystal plasticity finite-element model for creep and load shedding in polycrystalline titanium alloys // Acta Materialia. 2007. -Vol. 55. - P. 3971-3986.

337. Перлович Ю.А., Исаенкова М.Г., Фесенко B.A. Закономерности субструктурной неоднородности деформированных металлических материалов // Известия РАН. Серия физическая. -2004. Т. 68, №10 -С. 14621471.