Деформационное поведение, эволюция микроструктуры и фазовые превращения в интерметаллиде Ni3 Al при различных режимах нагружения тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

ВВЕДЕНИЕ.

Глава 1. Деформационные свойства интерметаллида №3А1.

Литературный обзор.

1.1. Интерметаллиды - новые перспективные материалы.

1.2. Преодоление круг кости в №3А1.

1.3. Аномалия зависимости предела текучести от температуры в №3А1.

1.4. Особенности протекания многоступенчатой деформации.

1.5. Метод синтеза интерметаллидов при ударно-волновом воздействии.

Глава 2. Многоступенчатая деформация монокристаллов сплавов типа

3А1. Экспериментальные результаты.

2.1. Введение.

2.2. Материал и методика эксперимента.

2.3. Микроструктура монокристаллов до деформации.

2.4. Механические свойства монокристаллов при двухступенчатой деформации.

2.4.1. Интерметаллид №3(А1, №>).

2.4.1.1. Ориентация <023>.

2.4.1.2. Ориентация < Т34 >.

2.4.1.3. Ориентации <519>, <417>.

2.4.2. Интерметаллид №3(А1, ТГ), ориентация < 125 >.

2.4.3. Сплавы 3, 4, ориентация <001 >.

2.4.4. Сплав 3, ориентация < 123 >.

2.5. Механические свойства при многоступенчатой деформации.

2.6. Электронно-микроскопическое исследование дислокационной структуры.

2.7. Выводы.

3.2. Интерпретация деформационных кривых с использованием модели Эзза - Хирша. 92

3.3. Модель "прозрачного" дислокационного каркаса. 99

3.3.1. "Двойной ключ". 99

3.3.2. "Непрозрачный" дислокационный каркас. 100

3.3.3. "Прозрачный" дислокационный каркас. 103

3.4. Модель инициирующего механизма блокировки дислокационного источника. 106

3.5. Об суждение эксп ерим ентал ьных результатов. 110

3.6. Выводы. 114

Заключение к главе III. 115

Глава 4. Исследование гетерофазной структуры образцов состава № - 25 ат.% А1, сохраненных после ударно-волнового воздействия. Эксперил ентальные результаты. 116

4.1. Введение. 116

4.2. Материал, краткое описание способа и условий нагружения. 117

4.3. Основные результаты. 120

4.4. Выводы. 133

Заключение к главе IV. 134

Глава 5. Сравнительное исследование комплекса явлений, наблюдаемых в порошковых образцах стехиометрического состава систем Ni-Al, Ti-Al в условиях взрывного нагружения. 135

5.1. Введение. 135

5.2. Анализ фазовых превращений и структуры различных синтезированных сплавов. 137

5.2.1. Сплав Ti-50 ат.% AI. 137

5.2.2. Сплав Ti-25 ат.% AI. 138

5.2.3. Железо в синтезированных образцах. 140

5.3. Особенности эволюции микроструктуры образцов при ударно-волновом нагружении. 145

5.4. Выводы. 149

Заключение к главе V. 150

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ. 152

Публикации по теме исследования. 154

Список использованных литературных источников. 156

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность исследований

В последние десятилетия во всем мире наблюдается тенденция интенсивного вытеснения металлических конструкционных материалов из сферы их традиционного применения. Зачастую, несмотря на довольно высокую прочность и прекрасную обрабаты ваемость, привычные стали и сплавы уже не могут выдерживать предъявляемых к ним все более жестких эксплуатационных требований. Вместо металлов в качестве конструкционных материалов начинают применять керамики, которые легки, лучше противостоят высоким температурам и агрессивным средам. Вместе с тем, к их недостаткам можно отнести отсутствие пластичности, наличие пустот и плохую обрабатываемость. Керамики разрушаются при ударе, а готовые изделия имеют большой разброс свойств. Эти недостатки затрудняют создание цельных крупногабаритных конструкций.

Интерметаллиды занимают промежуточное место между металлами и керамиками как по типу химической связи, так и по свойствам. Это широкий класс соединений исходных металлических элементов. В целом, интерметаллиды имеют лучшую обрабатываемость, чем керамики. Наряду с определенной пластичностью, они сохраняют свою структуру и прочность при высоких температурах, обладают хорошими антикоррозионными и антифрикционными свойствами, в чем значительно превосходят обычные металлы.

Типичным интерметаллидом, сочетающим в себе свойства металла и керамика, является №3А1. Это один из ярких представителей группы высокотемпературных конструкционных материалов. "Керамичность" придает этому интерметаллиду такие свойства, как жаропрочность, жаро-и износостойкость, а "металличность" - прекрасную обрабатываемость, в частности, способность подвергаться пластической деформации в монокристаллическом состоянии очень значительной). Высокая термическая устойчивость этого интерметаллида в значительной мере обусловлена присущей ему аномалией зависимости предела текучести от температуры сгу(7): - в интервале от нуля до 600-800 °С сплав самоупрочняется. Лишь дальнейшее повышение температуры приводит к постепенному разупрочнению материала. Аналогичное явление термического упрочнения, за которое ответствен 1а термоактивированная блокировка определенных сверхдислокаций, обнаружено у широкого круга интерметаллидов и в настоящее время хорошо изучено.

Уникальный комплекс полезных свойств интерметаллида М3А1 обусловил широкое практическое применение материалов, созданных на его основе:

Роторы для дизельных двигателей. Сложнолегированные алюминиды, например, состава (№-15.9А1-8.0 Cr-0.8Mo-l.0Zr-0.03B), обладают хорошими литейными качествами и усталостными свойствами.

- Высокотемпературные штампы и формы. Хорошая стойкость к окислению при высоких температурах и высокая прочность при большой скорости деформации делают сплавы №3А1 привлекательными как материалы для горячей штамповки и как формы для выплавки стекла.

- Зажимные приспособления в высокотемпературных печах. Благодаря стойкости к образованию карбидов и оксидов, сплавы №3А1 могут быть использованы в качестве крепления при термообработке деталей автомобилей.

- Роллеры для прокатки стальных слябов. Высокотемпературная прочность, стойкость к окислению и коррозии сплавов М13А1 существенно уменьшают энергетические затраты, (не требуется водяное охлаждение) и затраты на материалы, поскольку значительно увеличивается время эксплуатации.

- Гидротурбины. Возможность использования ахюминидов никеля для роторов гидротурбин обусловлена тем, что сплавы 1\НзА1 обладают высоким сопротивлением к вибрационной кавитации в воде.

- Режущий инструмент. Композиты вольфрам-карбид с покрытием из алюминидов никеля обладают большей прочностью (как при низких, так и при высоких температурах) и лучшими режущими свойствами, чем те же композиты с покрытием из кобальта.

- Лопатки турбин и сопла реактивных двигателей. Полученные путем направленной кристаллизации сложнолегированные сплавы, например, состава (Ni-16.3Al-8.2Mo-0.26B), обладают высокой прочностью и сопротивлением крипу при температурах выше 1000°С в окисляющей атмосфере.

Дальнейшее развитие промышленного производства требует системного подхода и предполагает фундаментальные исследования интерметаллидов типа №3А1.

Несмотря на многолетнее успешное применение таких материалов в прикладных областях, некоторые закономерности деформационного поведения сплавов типа №3А1 остаются без объяснения. Так, в литературе по этой тематике нет единого мнения относительно природы аномального поведения монокристаллов этого интерметаллида в условиях многоступенчатой деформации. На протяжении нескольких десятилетий для монокристаллов №3А1 известен эффект резкого падения деформирующего напряжения (макроскачок напряжения) в условиях двухступенчатого нагружения при переходе от высокотемпературной ступени деформации к комнатнотемпературной. Явление наблюдается, если температура первой ступени чуть ниже той, что соответствует пику зависимости ау(7), а степень предварительной деформации невелика. Однако, систематические экспериментальные данные о влиянии на макроскачок напряжения исходной ориентации и химического состава монокристаллов, а так же степени предварительной деформации отсутствуют. Остается неизученным поведение в таких условиях монокристаллов сложнолегированных многофазных промышленных сплавов (суперсплавов), в которых Ni3Al является основной упрочняющей фазой.

Наконец, в отличие от обнаруженной у многих упорядоченных сплавов аномалии ау(Т), интерпретация которой является общепринятой, единого теоретического подхода к описанию многоступенчатой деформации в таких материалах в настоящее время не существует. Интерметаллид TiAl, так же как и Ni3Al, являющийся основой для создания современных "высокотемпературных" материалов и обладающий схожей аномалией сту(Т), в ряде случаев не обнаруживает макроскачка напряжений. Разрозненные объяснения в одних случаях наличия, а в других - отсутствия такого макроскачка не позволяют с единых позиций истолковать весь объем имеющихся в литературе экспериментальных данных.

Между тем, понимание особенностей пластической деформации этих интерметаллидов являются основой для дальнейшего развития программ конструирования новых материалов. Создание целостного теоретического представления об эволюции дислокационной структуры в условиях многоступенчатой деформации интерметаллидов с аномалией (ту(7) невозможно без проведения систематического исследования механических свойств и дислокационной структуры для каждого из этих материалов.

В свете вышесказанного, экспериментальные результаты исследования деформационного поведения и дислокационной структуры интерметаллида Ni3Al в условиях многоступенчатой деформации, приведенные в главе II настоящей работы, и возможная трактовка этих результатов при помощи различных теоретических моделей, изложенная в главе III диссертации, являются актуальными.

При разработке новых сплавов, обнаруживаю1 щх высокие прочностные и пластические свойства, большой интерес представляет не только изучение их "интерметаллической" составляющей, но и сами методы создания таких материалов.

Многолетний опыт работы большого коллектива исследователей ИФМ УрО РАН под руководством проф. Б. А. Гринберг в области деформационного поведения и микроструктуры сплавов систем Т1-А1, №-А1, в соавторстве с которым выполнена представляемая работа, позволил во второй ее части (главы IV, V) осуществить исследования в новом перспективном направлении синтеза интерметаллидов посредством ударно-волнового нагружения. Работы по получению образцов, сохраненных после взрывного воздействия, были проведены в Российском Федеральном Ядерном Центре РФЯЦ-ВНИИТФ (г. Снежинск) сотрудниками исследовательской группы Е. В. Шорохова под руководством академика РАН Б. В. Литвинова. Метод сочетает сверхвысокие давления и температуры с очень короткими временами воздействия ударной волны. В силу перечисленных факторов, он позволяет создавать из порошков исходных металлов неравновесные структуры, обеспечивая уникальные возможности получения необычных прочностных и пластических свойств. Необходимость такого рода исследований, кроме того, продиктована существованием общей для физики конденсированного состояния проблемы фазовых превращений при экстремальных воздействиях.

С другой стороны, анализ конечных микроструктур, полученных в результате взрывного нагружения образцов, позволяет делать выводы относительно характера ударно-волнового нагружения, процессов взаимодействия ударных волн, реализуемых давлениях и температурах. Таким образом, результаты, полученные в таких исследованиях, приводят к формированию новых представлений о поведении вещества при высокоинтенсивных кратковременных воздействиях и вносят вклад в различные области современной физики конденсированного состояния: физику твердого тела, физику прочности и пластичности и др. С этой точки зрения, нагружаемый образец может рассматриваться не только как объект исследования, но и как зонд, используемый для получения информации о сложных ударно-волновых процессах.

Методом ударно-волнового сжатия исходных порошков чистых металлов, взятых в стехиометрической пропорции №—25 ат.% А1, в работе наряду с неравновесными структурами впервые синтезирован интерметаллид №3А1. Обсуждение результатов этого исследования проводится в сравнении с литературными данными об эволюции микроструктуры и фазовых превращениях в синтезированных образцах системы Тл-А1, полученных в подобных или аналогичных условиях. В связи с перспективностью и уникальностью метода синтеза интерметаллидов и необычными свойствами полученных материалов главы IV и V также носят актуальный характер.

Цель работы

Настоящая работа посвящена экспериментальному исследованию интерметаллидов типа №3А1 в условиях как многоступенчатой деформации, так и интенсивной деформации при ударно-волновом нагружении. Диссертация включает в себя анализ структурных и фазовых превращений исследуемых материалов при различных режимах деформации. Обсуждение экспериментальных результатов работы проводится, при необходимости, с учетом различных теоретических моделей и привлечением данных, заимствованных из литературных источников.

Конкретные задачи диссертационной работы состояли в следующем:

1. Изучить влияние ориентации оси сжатия монокристаллов интерметаллида №3А1, их легирования и степени предварительной высокотемпературной деформации на наличие и величину макроскачка напряжения, наблюдаемого при понижении температуры испытания в условиях двухступенчатой схемы нагружения.

2. В указанных условиях провести исследование возможности возникновения макроскачка напряжения в монокристаллических образцах промышленных сложнолегированных жаропрочных сплавов с различным содержанием основной упрочняющей фазы №3А1.

3. Для установления механизмов деформации, ответственных за возникновение макроскачка напряжения, поставить специальные эксперименты по многоступенчатому нагружению указанных материалов в условиях изменения температуры испытания на каждой последующей ступени деформирования.

4. Выявить зависимость между дислокационной структурой интерметаллидов типа №зА1 и их аномальным поведением в условиях многоступенчатой деформации.

5. При помощи различных теоретических моделей деформационного поведения интерметаллидов в условиях многоступенчатой деформации провести анализ экспериментальных данных по этому вопросу, предпринять попытку выбора наиболее адекватной модели.

6. Исследовать структуру образцов стехиометрического состава N1-25 ат.% А1, полученных методом сферического ударноволнового воздействия из порошка чистых исходных металлов. На основании проведенного исследования выяснить последовательность протекания процессов структурообр13ования.

Научная новизна

1. Показано, что в монокристаллах интерметалл и да №3А1, легированного № или ТЧ, макроскачок деформирующего напряжения при переходе с 1-ой высокотемпературной ступени нагружения ко Н-ой, проводимой при комнатной температуре, наблюдается при всех исследованных ориентациях оси сжатия.

2. Установлено, что величина макроскачка напряжения в этом интерметаллиде зависит как от легирующего элемента замещения в подрешетке алюминия и степени предварительной высокотемпературной деформации, так и от кристаллографической ориентации исследуемого монокристалла. Влияние перечисленных параметров на макроскачок описано в качественной и количественной форме.

3. Впервые в указанных условиях макроскачок напряжения зафиксирован для различных ориентаций многофазных псевдомонокристаллов жаропрочных промышленных сплавов, в которых интерметаллид №3А1 является основной упрочняющей фазой.

4. Методами просвечивающей электронной микроскопии выявлена характерная дислокационная структура монокристаллов, деформированных с использованием многоступенчатой схемы нагружения. В сопоставлении с данными механических испытаний, полученные результаты позволяют предположить, что при изменении температуры деформации происходит смена действующей системы скольжения дислокаций.

5. Полученные в работе экспериментальные результаты относительно деформационного поведения интерметаллидов типа №3А1 хорошо описываются в рамках модели "прозрачного дислокационного каркаса", которая предусматривает возможность смены действующей системы скольжения в условиях многоступенчатого нагружения.

6. Впервые интерметаллид №3А1 синтезирован методом сферического ударно-волнового сжатия из порошка чистых исходных металлов стехиометрического состава №-25 ат.% А1. Установлено, что в ходе интенсивного деформационного воздействия при давлении 50 ГПа происходит полное расплавление нагружаемого материала и его последующее высокоскоростное охлаждение с образованием набора разупорядоченных фаз. Процессы частичного упорядочения развиваются лишь во время медленного охлаждения при остаточных температурах и, таким образом, материнской фазой при появлении в сплаве интерметаллической составляющей у является неупорядоченная у-фаза состава №А1, а не Ь, как это имеет место в случае стабильной фазовой диаграммы.

7. На базе проведенного исследования, а так же литературных данных по взрывному нагружению порошков различных композиций системы Тг-А1, предпринята попытка реконструкции временной последовательности комплекса явлений, сопровождающих процессы высокоинтенсивной ударно-волновой деформации пористых материалов.

Научная и практическая ценность

Научная ценность диссертационной работы в первую очередь состоит в углублении понимания сложной природы деформационного поведения большого числа интерметаллидов, обладающих аномальной зависимостью Сту(7). В настоящее время нет единого общепризнанного теоретического подхода к описанию эволюции дислокационной структуры таких упорядоченных стлавов, в частности, в вопросе объяснения их аномального поведения в условиях многоступенчатой деформации. Предпринятое исследование отчасти восполняет пробел в систематических экспериментальных данных, имеющийся в этой области. Вместе с тем, сам объект исследования - интерметаллид №зА1 - является основой при создании многих современных жаропрочных конструкционных материалов и это обстоятельство вносит в работу выраженную "прикладную" компоненту.

Структурные состояния после сильной деформации, как часть общей проблемы экстремальных воздействий на вещество, являются, как уже отмечалось выше, богатым источником новой информации для целого ряда направлений современной физики конденсированного состояния. Ударно-волновое воздействие на порошковые системы, с этой точки зрения, может рассматриваться не только как метод, позволяющий получать новые материалы на основе интерметаллидов типа №3А1 и ТлА1. Наряду с этим, сохраненный после нагружения образец может выполнять роль свидетеля сложных процессов, развивающихся в ходе ударно-волнового сжатия.

Построение диссертационной работы

Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка используемых литературных источников. Работа изложена на 163 страницах, включая 51 рисунок и 9 таблиц. Список использованных источников включает 71 наименование.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. При двухступенчатом нагружении монокристаллов типа №3А1 по схеме, описанной в работе, макроскачок деформирующего напряжения неизменно наблюдался во всех экспериментах, в которых варьировались химический и фазовый составы сплавов, степень предварительной высокотемпературной деформации и ориентация оси сжатия образцов. Каждый из пе нечисленных параметров влияет на величину макроскачка напряжения.

2. Наблюдается отличие в деформационном поведении монокристаллов, ориентации которых принадлежат сторонам и центру стандартного стереографического треугольника. Для первой группы ориентировок макроскачок напряжения при понижении температуры деформации происходит почти до значения предела текучести комнатнотемпературной кривой без предварительного нагружения при высокой температуре (эталонная кривая). Вместе с тем, для ориентировок из центра треугольника характерным является некоторое превышение уровня деформирующих напряжений низкотемпературной кривой над кривой эталонного нагружения.

3. Наиболее адекватное объяснение экспериментальных результатов по двухступенчатой деформации интерметаллидов типа №3А1 удается получить в рамках модели "прозрачного" дислокационного каркаса, предполагающей, в частности, смену действующей системы скольжения сверхдислокаций при изменении температуры испытания. Данные прямого наблюдения дислокационной структуры деформированных образцов методами просвечивающей электронной микроскопии не противоречат такому подходу, а результаты специальных экспериментов по многоступенчатому нагружению образцов с изменением температуры на каждой ступени деформации в полной мере соответствуют модельным представлениям.

4. Методом сферического ударно-волнового сжатия порошков чистых металлов стехиометрического состава №—25 ат.% А1 при давлении 50 ГПа удается синтезировать интерметаллид №зА1. Его образование происходит в результате сложных процессов, последовательно реализующихся в нагружаемой системе. В их числе: полное расплавление исходного материала под воздействием энергии взрыва и сверхбыстрое охлаждение расплава с образованием набора метастабильных разупорядоченных фаз. Лишь при остаточных температурах становится возможным частичное упорядочение в ходе которого интерметаллид выделяется из неупорядоченной фазы у состава Т1А1.

5. Сравнительный анализ полученных результатов с литературными данными аналогичных экспериментов, выполненных ранее для некоторых составов системы Т1-А1, позволяет использовать наблюдаемые микроструктуры в качестве свидетелей процессов, сопровождающих высокоинтенсивные волновые процессы в пористых материалах.

Благодарности

В заключение автор приносит искреннюю благодарность проф. Бэлле Александровне Гринберг и чл.-корр. РАН Евгению Павловичу Романову за научное руководство, ст. науч. сотруднику, к.ф.-м.н. Наталии Дмитриевне Бахтеевой за большую помощь и ценные советы при обсуждении результатов. Кроме того, автор признателен сотрудникам лабораторий теории прочности, физического металловедения и отделу прецизионной металлургии Института физики металлов УрО РАН за помощь в проведении в исследований.

Публикации по теме исследования

Основное содержание диссертации изложено в работах:

1. Н. Д. Бахтеева, Б. А. Гринберг, А. В. Немченко, Ю. Н. Акшенцев. Влияние предварительного высокотемпературного сжатия на деформационное поведение монокристаллов сплавов типа №зА1. I. Механические свойства. - ФММ, 1998 г. т. 85, вып. 4, с. 149-161.

2. Е. В. Шорохов, В. И. Бузанов, Б. А. Гринберг, Е. П. Романов, С. В. Сударева, О. В. Антонова, Н. Д. Бахтеева, Т. С. Бояршинова, А. В. Немченко. Анализ гетерофазных структур интерметаллидов ПА!, Т13А1, №зА1, синтезированных методом ударно-волнового воздействия. - Сборник трудов конференции. - Снежинск, Челяб. обл., 1998, с. 193.

3. Н. Д. Бахтеева, С. В. Сударева, Б. А. Гринберг, А. В. Немченко, Т. С. Бояршинова, Е. В. Шорохов, В. И. Бузанов. Анализ гетерофазной структуры интерметаллида №3А1, синтезированного методом ударно-волнового воздействия. - ФММ, 1999, т.87, вып. 3, с. 59-64.

4. Н. Д. Бахтеева, Б. А. Гринберг, А. В. Немченко, Ю. Н. Акшенцев, М. А. Иванов, Е. Н. Хлыстов. Дислокационная структура интерметаллидов типа Ni3Al при двухступенчатой деформации. -Известия РАН, Серия Физическая, 1999, т. 63 №7, с. 1306-1311.

5. Greenberg В.A., Romanov Е.Р., Sudareva S.V., Antonova O.V., Bakhteeva N.D., Boyarshinova T.S., Nemchenko A.V., Shorokhov E.V., Buzanov V.I. An Analysis of Heterophase Structures of Ti3Al, TiAl, Ni3Al Intermetallics Synthesized by the Method of the Spherical Shock Wave Action. In: Investigations and Applications of Severe Plastic Deformation, NATO Science Series. 3. High Technology, ed. T. G. Lowe, R. Valiev, 2000, v. 80, pp. 109-114.

6. Б. А. Гринберг, А. А. Попов., E. П. Романов, E. В. Шорохов, Г. M. Гущин, Ю. С. Поносов, JI. А. Родионова, А. П. Рубштейн, И. Ш. Трахтенберг, А. В. Немченко. Эволюция микроструктуры металлических фаз и алмаза при синтезе интерметаллидов и композитов путем ударно-волнового нагружения. - Вопросы материаловедения, 2002, №1, том 29, с. 216-227.

1. Yamaguchi М., Umakoshi Y. Progress in Mat. Sei. 1990. v. 34. № 1. pp. 1-148.

2. Varin R. A., Winnicka M. B. Plasticity of Structural Intermetallic Compounds. Mater. Sei. Eng. A, 1991. v. A 137, pp. 93-103.

3. Fleischer R. L., Dimiduk D. M., Lipsitt H. A. Intermetallic Compounds for Strong Hightemperature Materials Status and Potential Annu. Rev. Mater. Sei. 1989. v. 19. p. 231-263.

4. Aoki K., Izumi O. Nippon Kinzoku Gakkaishi. 1979. v. 43. p. 1190.

5. Takasugi Т., Izumi O., Masahashi N. Electronic and Structural Studies of Grain Boundary Strength and Fracture in Ll2 Ordered Alloys II. On the Effect of Third Elements in Ni3Al Alloy. - Acta Metall. 1985. v. 33. № 7 pp. 1259-1269.

6. Westbrook J. H. Intermetallic Compounds: Their Past and Promise. -Metall. Trans. A. 1977, v. 8A. № 9. pp. 1327-1360.

7. George E. P., Liu С. Т., Pope D. P. Environmental Embrittlement of Binary and Zr-Doped Ni3Al. Structural Intermetallics. Ed. R. Darolia e.a. Publ. TMS. Warrendale. PA. USA. 1993. pp. 431-436.

8. Hirano Т., Mavari T. Unidirectional Solidification of Ni3Al by a Floating Zone Method Structural Intermetallics. Ed. R. Darolia e.a. Publ. TMS. Warrendale. PA. USA. 1993. pp. 437-443.

9. Pope D. P., Garin J. L. The Temperature Dependence of the Long-Range Order Parameter of Ni3AL J. Appl. Cryst. 1977. v. 10. pp. 14-17.

10. Noguchi O., Oya Y., Suzuki T. The Effect of Nonstoichiometry on the Positive Temperature Dependence of Strength of Ni3Al and Ni3Ga. Metall Trans. A., 1981. v. 12A. p. 1647.

11. Mishima Y., Ochiai S., Yodagawa Y. M. Mechanical Properties of Ni3Al with Ternary Addition of Transition Metal Elements. Trans. JIM. 1986. v. 27. № l.pp. 41-50.

12. Aori K., Izumi O. On the Ductility of the Intermetallic Compound Ni3Al. -Trans, of the Japan Institute of Metals, 1978, 19, № 4, pp. 203-210.

13. Aori K., Izumi O. Flow and Fracture Behavior of Ni3(Al, Ti) Single Crystals Tested in Tension. Journal of materials science, 1979, v. 14, pp. 1800-1806.

14. S aton-Bevan A. E. The Orientation and Temperature Dependence of the 0.2% Proof Stress of Single Crystal Ni3(Al, Ti). Scripta met., 1983, v. 17, pp. 209-214.

15. Saburi T., Hamana T., Nenno S., Pak H. Temperature and Orientation Dependence of the Yeld Strength of Ni3(Al, W). Japanese Journal of Applied Physics, 1977, v. 16, № 2, pp. 267-272.

16. Lall C., Chin S., Pope D. P. The Orientation and Temperature Dependence of the Yeld Stress of Ni3(Al, Nb) Single Crystals. Met. Trans. A, 1979, 10A, pp. 1323-1332.

17. Karnthaler H. P., Miihlbacher E. Th., Retenberger C. The Influence of Fault Energies on the Anomalous Mechanical Behaviour of Ni3Al alloys. Acta Met., 1996, v. 44, № 2, pp. 547-560.

18. Stuck M. A., Dimiduk D. M., Hazzledine P. M. The Influence of Prestraining on the Flow Stress Anomaly in TiAl Single Crystals. High Temperature Ordered Intermetallic Alloys V (edited by I. Baker e.a.). MRS, Pittsburgh, P. A., 1993, v. 228, pp. 471-476.

19. Westbrook J. H. Temperature Dependence of the Hardness of Secondary Phases Common in Turbin Bucket Alloys. Trans. AIME. 1957. v. 209. № 7. pp. 898-904.

20. Wee D. M., Suzuki T. The Temperature Dependence of Hardness of Ll2 Ordered Alloys. Trans. JIM. 1979. v. 20. № 11. pp. 634-646.

21. Flinn P. A. Theory of Deformation in Superlattices. Trans. AIME. 1960. v. 218. № l.p. 145-154.

22. Tornton P. H., Davies R. G., Iohnston T. L. The Temperature Dependence of the Flow Stress of they7 Phase Based upon Ni3Al. Metall. Trans., 1970, v. 1, pp. 207-218.

23. Mulford R. A:, Pope D. P. The Yeld Stress of Ni3(Al, W). Acta Metall. 1973. v. 21. № 10. pp. 1375-1380.

24. Suzuki T., Mishima Y., Miura S. Plastic Behaviour in Ni3(Al, X) Single Crystal Temperature, Strain-Rate Orientation and composition. - ISIJ International 1989. v. 29. № 1. pp. 1-23.

25. Veyssiere P., Saada G. Dislocations in Solids, ed. Nabarro F. R. N. Elsevier Sci.Publ., Amsterdam 1998. v.l p. 652-663.

26. Staton-Bevan A. E., Rawlings R. D. The deformation Behaviour of Single Crystal Ni3(Al, Ti). Phys. Stat. Sol. A. 1975. v. 29. pp. 613-622.

27. Kuramoto E., Pope D. P. The Orientation Dependece of the Yeld Stress of Ni3(Al, W). Acta Metall. 1978. v. 26. № 2 pp. 207-210.

28. Ezz S. S., Pope D. P., Paidar V. The Tension/Compression Flow Stress Asymmetry in Ni3(Al, Nb) Single Crystals. Acta Metall. 1982. v. 30. pp. 921-926.

29. Aoki K., Izumi O. On The Ductility of the Intermetallic Compound Ni3Al. -Trans. JIM. 1978. v. 19. №4. pp. 203-210.

30. Dimiduk D. M., Parthasarathy T. A. Implications from Prestraining Experiments on Emerging Kink-Based Models for Anomalous Flow in Ll2 Alloys. Phil. Mag. Letters, 1995, v. 71, № 1 pp. 21-31.

31. Shi X., Saada G., Veyssiere P. The Effect of Prestraining Temperature on the Mechanical Behaviour of Ni3(Al, Hf). Phil. Mag. A. 1996. v. 73, № 5, pp. 1419-1438.

32. Inui H., Matsumuro M., Wu D. H., Yamaguchi M. Temperature-Dependence of Yield Stress, Deformation Mode and Deformation Structure in Single-Crystals of TiAl (Ti-56 at.% Al) Phil. Mag. A. 1997. v. 75. pp. 395-422.

33. Basinski S. J., Basinski Z. S. in: Dislocations in Solids: IV Dislocations in Metallurgy, (ed. by F.R.N. Nabarro), North-Holland Publishing Company. Amsterdam New-York - Oxford , 1979, v. 4, pp.261-362.

34. Stucke M. A., Dimiduk D. M., Hazzledine P. M. The influence of Prestraining on the Flow Stress Anomaly in TiAl Single Crystals. In: High Temperature Ordert d Intermetallic Alloys V (ed. by I. Baker e.a.). MRS. Pittsburgh. USA. 1993. pp. 471-476.

35. Mahapatra R., Chou Y. Т., Pope D. P. The Anomalous Flow Behavior in Single-Phase Ti44Al56 Single Crystals; the Effect of Deformation History. -Mat. Sci. Eng. A. 1997. v. 239/240.

36. Tornton P. H., Davies R. G., Iohnston T. L. The Temperature Dependence of the Flow Stress of the у7 Phase Based upon Ni3Al. Metall. Trans., 1970, v. 1, pp. 207-218.

37. Гринберг Б. А., Иванов M. А., Барабаш Т. О. и др. Сравнительный анализ скачков напряжения в металлах и интерметалл ид ах. I. Описание двухступенчатой деформации. II. Макроскачки напряжения. -ФММ, 1996, 81, №4, с. 29-51.

38. Dimiduk D. М., Mendiratta М. G., Subramanlan P. R. Development approaches for advanced intermetallic materials. In: Structural Intermetallics by R. Darolia e.a., USA, 1993, pp. 619-630.

39. Грейди Д. Фазовое превращение при ударном нагружении - В кн.: Диаграммы фаз в сплавах. Ред. Беннет JL, Массалски Т., Гиссен Б. Пер. с англ. - М.: Мир, 1986, с. 247-252.

40. Нестеренко В. Ф. Импульсное нагружение гетерогенных ма-териалов. Новосибирск: Наука. Сибирское отделение, 1992, 198 с.

41. Prummer R. Explosive compaction of powders. State of Art. -Высокоэнергетическое воздействие на материалы. Труды 9-й Международной конференции, Новосибирск, 1986, с. 169-178.

42. Прюммер Р. Обработка порошкообразных материалов взрывом: Пер. с англ. М.: Мир, 1990, 126 с.

43. Дерибас А. А., Нестереню» В. Ф., Першин С. А. и др. Методы импульсного компактирования быстрозакалённых материалов. -Судостроительная промышленность. Металловедение. Металлургия, 1987, вып. 5, с. 86-90.

44. Kochsiek D., Prummer R., Brunold A. Synthesis of intermetallic aluminides by explosive reaction pressing. Metallwissenschaft und Technik, 1995, v. 49, № 3, pp. 168-172.

45. Верин А. С. Характер разрушения образцов с монокристаллической и направленной столбчатой структурами из сплава на основе Ni3Al в диапазоне температур 20-1200 °С. МиТОМ, 1995, № 11, с. 34-37.

46. Ezz S., Hirsch Р. В. The Effect of Room Temperature Deformation on the Yield Stress Anomaly in Ni3(Al, Hf)B. Phil. Mag. A. 1996. v. 73. pp. 1069-1082.

47. Ezz S., Hirsch P. B. The Operation of Frank-Read Sources, Yield Stress Reversibility and the Strain-Rate Dependence of the Flow-Stress in the Anomalous Yielding Regime of Ll2 Alloys Phil. Mag. A 1995. v. 72. pp. 383-402.

48. Гринберг Б. А., Иванов M. A. Analysis of Many-Step Deformation of Ni3Al Type Intermetallic ФММ. 1995. т. 79. № 4. c.30-41.

49. Гринберг Б. А., Иванов M. A. The Reasons for the Unusual Behavior of Intermetallics During Prestraining Experiments. Металлофизика и новейшие технологии. 1999.Т. 21. № 7. с. 55-61.

50. Гринберг Б. А., Иванов М. A. On the Possibility of Induced Yield-Stress Anisotropy in Prestrained Intermetallics Металлофизика и новейшие технологии. 1999.Т. 21. № 8. с. 3-9.

51. Greenberg, В. A. Ivanov, М. A. A Theoretical Description of The Two-Step Deformation of Intermetallic. Mat. Sci. Eng. 1997. v. A239. pp. 813-818.

52. Гринберг Б. А. Иванов М. A. The Analysis of Stress Jumps in Intermetallics Металлофизика и Новейшие Технологии. 1997. т. 19. № 8. с. 70-79.

53. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972, 600 с.

54. Забабахин Е. И. Забабахин И. Е. Явления неограниченной кумуляции. -М: Наука, 1988, 173 с.

55. Варлимонт X., Дилей J1. Мартенситные превращения в сплавах на основе меди, серебра и золота. М.: Наука, 1980, 204 с.

56. Сасовская И. И., Сударева С. В., Маевский В. М., Корабель В. П. Структура сплавов медь-цинк в переходном состоянии и особенности оптических свойств в ИК области спектра. ФММ, 1988, т. 65, вып. 1, с. 92-103.

57. Horton J. A., Liu С. Т., Santella М. L. Microstructures and Mechanical Properties of NhAl Alloyed with Iron Additions. Metal. Trans. A, 1987, v. 18, № 6, pp. 1265-1276.

58. Дремин A.H., Бреусов O.H. Процессы, протекающие в твердых телах под действием сильных ударных волн.- Успехи химии, 1968, т. 37, вып. 5, с. 898-916.

59. Shorokhov Е. V., Greenberg В. A., Yermakov А. Е. Formation of the Metastable Phase in Condensed Matter by Shock-wave Loading. Results and Perspectives. Proc. ISMANAM-96, Rome, Italy, 1996, pp. 279-284.

60. Greenberg В. A., Romanov Е. P., Sudareva S. V., Antonova О. V., Bakhteeva N. D., Boyarshinova Т. S., Nemchenko A. V., Shorokhov E. V.,

61. Vujic D., Li. L., Whang S. H. Effect if Rapid Solidification and Alloying Addition on Lattice Distortionand Atomic Ordering in LI0 TiAl and Their Alloys. Metall. Trans., 1988, v. 19A, № 10, pp. 2445-2455.

62. Jung J. Y., Park J. K., Chun C. H. Solidification Structures of Ti-(35-58) at.% Al Intermetallic Compounds. Gamma Titanium Aluminids, ed. Kim Y.-W. et.al, TMS, Warrendale, PA, USA, 1995, pp. 459-466.

63. Shao G., Tsakiropoulos P., Miodownik A. P. Study of Phase Transformations in Ti-47A1-3V. Gamma Titanium Aluminids, ed. Kim Y.-W. e.a., TMS, Warrendale, PA, USA, 1995, pp. 173-180.

64. Assadi H., Barth M., Greer A. L., Herlach D. M. Kinetics of Solidification of Intermetallic Compounds in the Ni-Al System.- Acta Mater., 1998, v. 46. №. 2, pp. 491-500.