Формирование полос сдвига и мартенсита деформации в кристонной модели тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. ИНФОРМАЦИЯ, СУЩЕСТВЕННАЯ ДЛЯ ПОСТАНОВКИ ЗАДАЧИ.

1.1. Введение к главе 1.

1.2. Закономерности формирования полос сдвига в кубических кристаллах.

1.2.1. Наблюдаемые ориентации границ полос сдвига в монокристаллах сплава А1-3% Си.

1.2.2. Наблюдаемые ориентации границ полос сдвига при сжатии [001] монокристаллов сплава Ni3Fe.

1.2.3. Наблюдаемые ориентации границ полос сдвига в сплавах Fe-Ti-Мп при растяжении.

1.2.4. Наблюдаемые ориентации границ полос сдвига для сплавов на основе никелида титана.

1.3. Основные положения и выводы кристонной модели формирования полос сдвига в ГЦК кристаллах.

1.3.1. Взаимодействующие системы скольжения, состав кристонов и стандартные ориентировки границ полос сдвига для ГЦК кристаллов.

1.3.2. Применение критерия Франка для анализа устойчивости кристонов.

1.3.3. Критическое условие генерации и аналог напряжения Пайерлса для кристонов.

1.4. Сравнительный анализ морфологических признаков кристаллов мартенсита охлаждения, напряжения и деформации.

1.4.1. Сплавы на основе железа.

1.4.2. Сплавы на основе никелида титана.

1.5. Интерпретация морфологических признаков мартенсита охлаждения в рамках концепции управляющего процесса.

1.6. Физическая постановка задачи.

ГЛАВА 2. КРИСТОНКАЯ МОДЕЛЬ ФОРМИРОВАНИЯ ПОЛОС СДВИГА В КРИСТАЛЛАХ С ОЦК РЕШЕТКОЙ.

2.1. Формирование полос сдвига с границами {hhC} в кристаллах с ОЦК решеткой.

2.2. Стандартные ориентировки границ полос сдвига в ОЦК кристаллах.

2.3. Формирование кристонов в кристаллах с упорядоченной В2 фазой.

2.3.1. Кристонные схемы описания полос сдвига с границами (hhC) в [001] монокристаллах В2-фазы.

2.3.2. Вклад изгибной неустойчивости в процесс формирования источников кристонов в случае сжатия [001] монокристаллов никелида титана.

2.3.3. Определение состава кристонов, соответствующих полосам сдвига с наблюдаемыми ориентировками границ.

2.4. Влияние вариации состава кристонов, связанной с динамическим условием их генерации, на ориентацию границ полос сдвига вблизи (001) в сплавах на основе никелида титана.

2.5. Трактовка ряда особенностей деформационного рельефа стали со структурой отпущенного пакетного мартенсита.

2.6. Сценарии дополнительных экспериментов по проверке выводов кристонной модели.

2.7. Обсуждение результатов.

Актуальность темы. Полосы сдвига являются типичным элементом структуры пластически деформированных металлов и сплавов. Механизм их формирования связан с процессом локализации деформации на мезомасштабном уровне. Это фундаментальное положение позволяет, с одной стороны, ставить вопрос о путях перехода от типичных элементов микроуровня к мезоуровню, а с другой стороны, интерпретировать особенности макроструктур как следствие динамических процессов, протекающих на мезоуровне. Данный подход подтвердил свою конструктивность как при описании роста кристаллов мартенсита охлаждения (включая формирование полос двойников превращения), так и при описании формирования полос сдвига в монокристаллах с ГЦК решеткой. В первом случае характерную пороговую деформацию, управляющую кооперативным смещением атомов на мезоуровне, переносит волновой процесс, а во втором - кристоны (носители сдвига супердислокационного типа, возникающие при контактном взаимодействии дислокаций с пересекающимися плоскостями скольжения). Успех кристонного подхода при описании особенностей формирования полос сдвига в ГЦК кристаллах обусловливает, с одной стороны, актуальность его обобщения на случай кристаллов с ОЦК решеткой, а с другой стороны, актуальность применения для описания механизма образования мартенсита деформации в кристаллах, исходная (высокотемпературная) фаза которых имеет кубическую симметрию решетки. Рассмотрение носителей сдвига, адекватных физике задачи, позволяет рассчитывать на сравнительно простое решение ряда проблем, возникающих при попытках последовательной интерпретации имеющихся экспериментальных данных.

Целью работы является развитие и применение кристонной модели для описания характеристик полос сдвига в кристаллах с ОЦК решеткой и кристаллов мартенсита деформации в сплавах с исходной кубической симметрией решетки.

Достижение цели потребовало решения следующих задач:

1. обобщения кристонной модели на случай ОЦК кристаллов, обладающих более широким, по сравнению с ГЦК кристаллами, спектром систем скольжения;

2. детерминирования характера и величины пороговой деформации, необходимой для формирования кристаллов а' мартенсита;

3. распространение кристонной модели на случай сосуществования кристаллов мартенсита напряжения и мартенсита деформации;

4. интерпретации в рамках кристонного подхода наблюдаемых особенностей морфологии кристаллов мартенсита деформации. Научная новизна. Впервые получены и выносятся на защиту следующие научные результаты:

1. спектр стандартных ориентировок границ полос сдвига в ОЦК кристаллах с системами скольжения <1П>{110}, <11 Т>{ 112}, <11 Т>{ 123};

2. интерпретация особенностей формирования полос сдвига в упорядоченных по типу В2 монокристаллах на основе никелида титана как следствия изменения состава кристона;

3. сравнительный анализ ориентировок габитусных плоскостей кристаллов а мартенсита деформации и напряжения при одноосном внешнем нагружении;

4. оценка величины пороговой деформации сдвига в ядре кристона, необходимой для потери устойчивости решетки аустенита;

5. описание наблюдаемых ориентировок габитусов и направлений макросдвига а' кристаллов в кристонной модели для высоко никелевых сталей с атермической кинетикой спонтанной мартенситной реакции;

6. трактовка в кристонной модели наблюдаемых отличий ориентационных соотношений между решетками у и а' фаз от соотношений для у и а фаз.

Научная и практическая ценность работы. Полученные результаты, во-первых, обобщают развитую ранее модель кристонов на случай кристаллов с ОЦК решеткой, включая рассмотрение значимого для практических приложений варианта упорядочения решетки по типу В2 сплавов на основе никелида титана и, во-вторых, позволяют существенно продвинуться в понимании физического механизма процесса формирования кристаллов мартенсита деформации. Это открывает новые возможности для формулировки и реализации программы дальнейших теоретических и экспериментальных исследований физической природы мартенситного превращения.

Апробация работы. Материалы диссертации были представлены на V международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 2000), на II Международной конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений» (Тамбов, 2000), на XXXVI международном семинаре «Актуальные проблемы прочности » (Витебск, 2000), на международной конференции «EUROMAT-2000» (Tours, France, 2000), на IV международном семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Великий Новгород, 2000), на Всероссийской конференции молодых ученых «Математическое моделирование в естественных науках» (Пермь, 2000), на международной конференции «CADAMT'2001» (Томск, 2001), на семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Санкт-Петербург, 2001), на V международном семинаре «Современные проблемы прочности» (Старая Русса, 2001), на международном семинаре «Мезоструктура» (Санкт-Петербург, 2001), на XVI Уральской школе металловедов - термистов «Проблемы физического металловедения перспективных материалов» (Уфа, 2002), на XIII Петербургских чтениях по проблемам прочности (Санкт-Петербург, 2002), на Всероссийской конференции

Дефекты структуры и прочность кристаллов» (Черноголовка 2002), на Международной конференции по мартенситным превращениям ICOMAT-2002 (Helsinki, Finland), на 1-ой Евразийской научно-практической конференции "Прочность неоднородных структур" Москва- 2002.

Публикации. Результаты работы опубликованы в 20 работах.

Структура диссертации. Диссертация состоит из введения, трех глав, заключения и списка литературы. Она изложена на 137 страницах машинописного текста, включая 18 рисунков, 8 таблиц и список литературы, содержащий 114 наименований.

Основные результаты, полученные в главе 3, опубликованы в работах [105-112].

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Не останавливаясь на перечислении конкретных результатов, полученных в главах 2 и 3 (см. п. 2.7 и 3.10), сформулируем здесь основные выводы и перспективы ближайших исследований.

1. Проведенное рассмотрение ориентировок границ полос сдвига показывает конструктивность применения кристонной модели к описанию процесса формирования полос в кристаллах с ОЦК решеткой. Отметим, что условия (2.3) относятся к числу необходимых для восстановления состава кристона. Реальное образование кристонов обобщенными источниками Франка-Рида происходит при выполнении порогового условия генерации (превышении внешними напряжениями критического уровня).

2. Для упорядоченных кристаллов, как показал анализ В2 сплавов, наблюдаемые особенности формирования полос сдвига также получают естественную трактовку в рамках кристонного подхода при учете изменений в характерном спектре векторов Бюргерса взаимодействующих дислокаций, включая случай деформации сжатием вдоль оси симметрии четвертого порядка. «Экзотичность» интерпретации результатов, наблюдаемых в последнем случае, связана с включением в состав кристона дислокаций, принадлежащих системам скольжения, характеризуемым нулевым значением фактора Шмида, появление которых обусловлено явлением изгибной неустойчивости дислокационного жгута.

3. Успешная трактовка результатов экспериментов на монокристаллах создает надежную основу для интерпретации формирования полос сдвига в поликристаллических образцах или, более общо, в кристаллической среде с дислокационной структурой, обусловленной предысторией возникновения деформируемого образца. Так, в п.2.5 дана интерпретация ряда особенностей поверхностного рельефа, возникающего при пластической деформации стали со структурой отпущенного мартенсита. Зная механизм формирования мартенситных кристаллов, можно реконструировать распределение источников кристонов, наследуемых образцом после мартенситного превращения, что, в свою очередь, дает ключ к пониманию эволюции поверхностного рельефа. Не менее интересен обратный процесс - получение дополнительной информации о строении ансамбля кристаллов пакетного мартенсита по особенностям поверхностного рельефа деформируемого образца.

4. Простота кристонного подхода и связанная с ней прозрачность анализа позволяют дать оптимистичный прогноз относительно реализации программы экспериментальных исследований, частично отраженной в п.2.6 данной работы.

5. Совокупность результатов, полученных в главе 3, демонстрирует, на наш взгляд, конструктивность кристонного подхода для объяснения основных наблюдаемых особенностей формирования кристаллов мартенсита деформации. Подобно тому, как по наблюдаемым морфологическим признакам мартенсита охлаждения можно в значительной мере реконструировать динамическую структуру управляющего волнового процесса, так и по соответствующим признакам кристаллов мартенсита деформации можно судить о характеристиках кристонных носителей сдвига. Применение кристонного подхода к интерпретации формирования кристаллов МД позволяет включить рассмотрение этого типа мартенситного превращения в рамки единой парадигмы (дополнительной к традиционной термодинамической схеме), связанной с установлением динамической структуры носителей пороговой деформации.

6. Проведенное рассмотрение показало, что эффективные атомные радиусы г() могут выступать в качестве факторов, предопределяющих конкретные значения, по крайней мере, нижней из наблюдаемых температур M,vs начала спонтанного мартенситного превращения в чистом железе и ГЦК сплавах на его основе. Существование простого алгоритма (типа (3.14)) расчета Ms позволяет получить новую информацию, представляющую ценность для развития как динамических, так и термодинамических аспектов теории у-а мартенситного превращения.

7. Результаты данной работы дают основания считать, что основной вклад в термодинамический движущий стимул у-а мартенситного превращения при формировании кристаллов МД (как и МО и МН) дает изменение энергии Зё-электронов, причем роль ведущего параметра порядка играет относительное изменение объема £.

Остановимся кратко на перспективах ближайших исследований.

1. Возвращаясь к вопросу о формировании полос сдвига в поликристаллах, отметим, что границы зерен, подобно границам между фрагментами, являются естественными областями для локализации источников кристонов. Кроме того, поскольку границы являются стоками для дефектов, такие источники обладают богатыми возможностями для изменения своего состава. Значит потенциально существуют возможности создания источников, соответствующих наиболее оптимальным условиям для генерации кристонов (минимизация значения тк и максимизация значений М). В результате типичным механизмом распространения микро-, мезо- и макрополос сдвига должен быть эстафетный вариант кристонной генерации. При этом выбор между межзеренным или внутризеренным сдвигом при распространении полос диктуется имеющимся распределением источников и локальными пороговыми условиями генерации кристонов.

2. Вопросы, рассмотренные в данной работе, касаются главным образом схемы генерации, которую можно характеризовать как квазиклассическую, удовлетворительно описывающую наблюдаемые экспериментальные особенности формирования полос сдвига при сравнительно невысоких скоростях деформации. Для этих условий должен быть типичен медленный (вязкий, с интенсивной диссипацией энергии) характер движения отдельных кристонов, при котором учет их кинетической энергии не играет существенной роли. Ясно, однако, что при наличии системы мезоконцентраторов возможен коллективный эффект генерации кристонной лавины за счет синхронного, взаимно индуцированного функционирования ОИФР. Подобный эффект, наверняка критичный к скорости внешней деформации, должен сопровождаться изменением характера движения кристонов в лавине (от вязкого к квазиадиабатическому), а морфологически отражаться в образовании системы мезополос деформации, синхронизированное (автокаталитическое) появление которой будет сопровождаться макроскопическим эффектом. Очевидно, что переход к быстрому (квазиадиабатическому) характеру движения кристона делает существенным учет его кинетической энергии. Наконец, в случае предельно быстрого деформирования при ударно-волновом нагружении адекватной физической картине с самого начала должна быть нелинейная волновая динамика. При этом если нагружаемый образец в своей предыстории испытал пластическую деформацию, то ударное воздействие может привести к формированию системы полос сдвига (с границами, не обязательно совпадающими с плоскостями скольжения), инициируя хотя бы одноразовую генерацию кристонов ранее созданными ОИФР. Если же ударно нагружаемый совершенный монокристалл (с низкой плотностью дислокаций) наряду с полосами сдвига, соответствующими типичным для данной кристаллической решетки системам скольжения, содержит полосы сдвига с границами иной ориентировки, то последовательная интерпретация формирования подобных полос возможна лишь при нелинейно-волновом описании.

Уместно отметить, что учет нелинейной динамики смещений атомов, как показывают результаты численного анализа [113], позволяет дать удовлетворительное описание особенностей движения дислокации при внешних напряжениях ниже напряжения Пайерлса, существенно развивая исходную схему термоактивированного перемещения дислокации путем распространения перегибов. Очевидно, эти результаты могут быть обобщены и на случай распространения кристонных ядер.

3. Разумеется, во всех случаях формирование полос связано с процессом распространения деформации, локализованной в области фронта растущей полосы, представляющей собой, в математическом отношении, волну переключения. Поэтому, подводя окончательный итог, можно утверждать, что расшифровка динамической структуры поля смещений (дисторсий) в области фронта (как и в случае формирования мартенситных кристаллов) является определяющей для понимания деталей механизма их образования.

125

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

2. Малыгин Г. А. Процессы самоорганизации дислокаций и пластичность кристаллов // УФН. 1999. - Т. 169. - 9. - С. 979-1005.

3. Панин В. Е. и др. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов. В 2т. Т.1. Новосибирск: Наука, СИФ РАН, 1995.-298 с.

4. Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисклинации в кристаллах.-Л.: Наука. Ленингр. отд-ние, 1986. 221 с.

5. Harren S.V., Deve Н.Е., Asaro R.S. Shear band formation in plane strain compression // Acta metall. 1988. - V.36. - 9. -P.2435-2480.

6. Chang Y.W., Asaro R.J. An experimental study of shear localization in aluminum copper single crystals // Acta metall. - 1981. - V. 29. - P .241257.

7. Кащенко М.П., Летучев В.В., Теплякова Л.А., Яблонская Т.Н. Модель образования полос макросдвига и мартенсита деформации с границами (hhC) // ФММ. 1996. - Т. 82. - 4. -С.10-21.

8. Чащина В.Г. Динамические модели формирования двойников превращения и полос неоктаэдрического сдвига: дис. к. ф. -м. наук. -Екатеринбург., 2000. 139 с.

9. Peirce D., Asaro R.G., Needleman A. An analasys of nonuniform and localised deformation in ductile single crystals // Acta metall. 1982. - V. 30. -P .1087-1119.

10. Hatherly and Malin A.S. Shear bands in deformed metals // Scr. met. 1984. - V.18.-P.449-454.

11. Spitzig W. Deformation Behavior of Fe-Ti-Mn and Fe-Ti // Acta metall. 1981. - V. 29. - P.1359-1377.

12. Korbel A. and Martin P. Microscopic versus macroscopic aspect of shear band deformation // Acta met. 1986. - V.34. - 10. -P.1905-1909.

13. Korbel A., Embury J.D., Hatherly M. and other Microstructural aspect of strain localization in Al-Mg alloys // Acta met.-1986.-V.34. 10.- P.1999-2009.

14. Deve H.E., Harren S.V., Asaro R.S. Micro and Macroscopic Aspects of Shear Band Formation in Internally Nitrided Single Crystals of Fe-Ti-Mn Alloys // Acta metall.- 1988- V. 36. 2.- P. 341-365.

15. Noble F.W., Hull D. Deformation of Single Crystals of Iron 3% Silicon // Phil. Mag. 1965. - V. 12. - P.777-796.

16. Deve, H.E., Harren, S.V., Mcullough C. and Asaro R.J. Micro and Macroscopic Aspects of Shear Band Formation in Internally Nitrided Single Crystals of Fe-Ti-Mn Alloys // Acta metall. -1988. V. 36. - 2. - P.341-365.

17. Kohlhoff G.D., Malin A.S., Lucke K. and Hatherly M. Microstructure and texture of rolled {112} <111> copper single crystals// Acta metall.- 1988. V. 36. - 11.- P.2841-2847.

18. Huang J.C., Gray G.T. Microband formation in shock loaded and quasi - statically deformed metals// Acta metall. - 1989. -V. 37. - 12. - P .3335-3347.

19. Кащенко М.П., Теплякова J1.A., Лычагин Д.В., Пауль А.В. Ориентировка границ плоских полос сдвига в монокристаллах Ni3Fe // Изв.вузов, Физика. 1997. - №8. -С.62-67.

20. Теплякова Л.А., Куницына Т.С., Козлов Э.В. Распределение следов скольжения в монокристаллах сплава Ni3Fe // Изв. вузов, Физика. 1998. - 4. - С. 51-56.

21. Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Шаехов Р.В., Кащенко М.П. Картина сдвига в монокристаллах алюминия при плоском нагружении в канале // II Международный семинар «Современные проблемы прочности» им. В.А. Лихачева.-Новгород: НГУ, 1998.-С. 63-67.

22. Чумляков Ю.И., Сурикова Н.С., Киреева И.В. и др. Сбросообразование и аномальная локализация скольжения в монокристаллах никелида титана // В кн.: Эволюция дефектных структур в конденсированных средах: Тезисы докладов. Барнаул: АГТУ.,- 1998.- С. 37-38.

23. Сурикова Н. С., Чумляков Ю.И. Механизмы пластической деформации монокристаллов никелида титана // ФММ. 2000. - Т.89. - 2. - С. 98-107.

24. Miyazaki S., Kimura, Otsuka К., Suzuki Y. The harbit plane and transformation strain associated with the martensitic transformation in Ti-Ni single crystals // Scripta Met. 1984.- V. 18.- P. 883-894.

25. Matsumoto O., Miyazaki S., Otsuka K., Tamura H. Crystallography of martensitic transformation in Ti-Ni single crystals // Acta. Met.-1987.-V. 35. -8.-P. 2137-2144.

26. Кащенко М.П., Теплякова Л.А. Механизм формирования полос сдвига с (hh€) ориентировкой границ в монокристаллах с ГЦК решеткой // Изв. вузов, Физика.- 1997. 5. - С.40-49.

27. Кащенко М.П., Теплякова JI.A., Соколова О.А., Коновалов С.В. Формирование плоских полос сдвига с границами {123} в ГЦК монокристаллах // ФММ. -1998. -Т.86. 1.- С.43-47.

28. Кащенко М.П., Теплякова JI.A., Джемилев К.Н., Чащина В.Г. Наблюдаемые ориентировки границ полос сдвига и устойчивость кристонов. // XXXV семинар «Актуальные проблемы прочности». Псков: ППИ СПбГТУ, 1999.- С.20-23.

29. Кащенко М.П., Чащина В.Г. Источники устойчивых носителей сдвига в полосах сдвига с границами {hhC} при h>C в ГЦК кристаллах // Тез. докл. V Межгосударственного семинара «Структурные основы модификации материалов». -Обнинск, 1999.- С. 83.

30. Кащенко М.П., Теплякова Л.А., Джемилев К.Н., Чащина В.Г. Условия генерации кристонов и интерпретация кривой а s для монокристаллов Ni3 Fe // ФММ. - 1999.- Т.88.-3.-С. 17-21.

31. Кащенко М.П., Теплякова Л.А., Чащина В.Г. Напряжение Пайерлса для сдвига С С 2h . (hhC) в ГЦК решетке // ФММ. - 2000. - Т. 90. - 1. - С. 1-6.

32. Joos B.,Duesbery M.S. The Peierls Stress of Dislocation: An Analytic Formula // Phys. Rev. Let.- 1997.- V.78. 2.- P.266-269.

33. Nabarro F.R.N. Theoretical and experimental estimates of the Peierls stress // Phil. Mag. A. 1997.- V.75. - 3. - P.703-71 1.

34. Курдюмов Г. В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. -М.: Наука, 1977. -240 с.

35. Кащенко М. П. Волновая модель роста мартенсита при у-а превращении в сплавах на основе железа. Екатеринбург.: УИФ «Наука», 1993. -224 с.

36. Изотов В. И., Хандаров П.А. Классификация мартенситных структур в сплавах железа // ФММ.- 1972,- Т.34. 2.- С. 332-338.

37. Вовк Я.Н. К вопросу об ориентировке кристаллической решетки мартенсита деформации // Металлофизика. Киев: Наукова думка.- 1974.54.- С. 63-66.

38. Панкова М.Н., Утевский JT.M. Об ориентационных вариантах мартенситного превращения при деформации метастастабильного аустенита // ДАН СССР.-1977.- Т. 236. 6.- С. 1353-1356.

39. Берштейн М. Л., Займовский В. А., Капуткина Л. М. Термомеханическая обработка стали.- М.: Металлургия, 1983.- 480 с.

40. Пушин В.Г., Кондратьев В. В., Хачин В. Н. Предпереходные явления и мартенситные превращения,- Екатеринбург: УрО РАН, 1998.- 368 с.

41. Wayman С. М. Phase transformations in TiNi type shape memory alloys // Proceeding of the Int. Conference on MT.- 1986.- P. 645-652.

42. Letuchev V.V., Vereshchagin V.P., Alexina I.V., M.P.Kashchenko Conception of New Phase Dislocation-Based Nucleation at Reconstructive Martensitic Transformations // Journal de Physique IV, Colloque C8.- 1995.-V.5.- P.151-156.

43. Паскаль Ю. И., Ерофеев В.Я. Кинетические и морфологические закономерности мартенситных превращений в сплавах Ti(NiCu) // ДАН СССР.- 1986.- Т. 286. 4.- С. 405-411.

44. Sabury Т., Watanabe J., Nenno Si Morfological characteristics of the orthorhombic martensite in a shape memory Ti-Ni-Cu alloy // ISIJ International.- 1989.- V. 29.- 5.- P. 405-411.

45. Токарев В.Н. Мартенситные превращения и неупругое поведение поликристаллов Ti5o-xNi4o+xCuio и Ti5oNi40.xCuioFe: дисс. к. ф. -м. наук.-Томск., 1991.

46. Сурикова Н. С., Чумляков 10. И. Особенности деформации и разрушения монокристаллов никелида титана в закаленном состоянии // Физическая мезомеханика.- 2000.-Т. 3.- 1.-С. 93-102.

47. Кащенко М.П., Летучев В.В., Верещагин В.П. Динамический подход к описанию реконструктивных мартенситных превращений // Материаловедение.- 2000.- 8.- С. 11-15.

48. М.П.Кащенко, . В.В.Летучев, С.В.Коновалов, С.В.Нескоромный Волновой механизм роста и новая методика инициирования зарождения мартенсита // ФММ.- 1993.- Т.76. 3.- С.90-101.

49. Кащенко М.П. Интерпретация ряда характерных морфологических признаков мартенсита систем Fe-Ni, Fe-C в модели фононного мазера. // ФММ,- 1984,- Т.58. 5.- С. 862-869.

50. Кащенко М.П., Верещагин В.П. Движение границы мартенситного кристалла в модели фононного мазера // ФММ. 1985. - Т.60. - 5. - С. 855-863.

51. Верещагин В.П., Кащенко М.П. Дислокационные центры зарождения -мартенсита и ориентационные соотношения при у-а превращении в сплавах железа//ФТТ.- 1991.-Т. 33. 5.-С. 1605-1607.

52. Кащенко М.П., Нефедов А.В., Верещагин В.П., Летучев В.В. Зарождение кристаллов а мартенсита с габитусами (hh£) в упругих полях дислокационных петель // ФММ.- 1998.- Т.85. - 4.- С.25 - 39.

53. Кащенко М.П., Коновалов С.В., Яблонская Т.Н. Дислокационные центры зарождения а мартенсита и парные сочленения кристаллов тонкопластинчатого мартенсита // Известия вузов, Физика. - 1994. - Т. 37.-6.- С. 64-67.

54. Кащенко М.П., Коновалов С.В., Яблонская Т.Н. Дислокационные центры зарождения а мартенсита и парные сочленения кристаллов мартенсита с габитусами {hhf } // Известия вузов, Физика.- 1994.- Т. 37. -4.- С. 67-70.

55. Верещагин В.П., Кащенко М.П., Коновалов С.В., Яблонская Т.Н. Идентификация дефектов, необходимых для реализации многокристальных группировок пакетного мартенсита // ФММ.- 1994.Т. 77. 4,- С.173-174.

56. Верещагин В.П., Кащенко М.П. Прогнозирование морфологии мартенсита для переходов типа у-а превращения в сплавах железа // ФММ.- 1994.- Т. 77. 4,- С. 175-176.

57. Кащенко М.П., Семеновых А.Г., Чащина В.Г. Формирование полос сдвига в монокристаллах В2-фазы при сжатии в направлении 001. // Труды XXXVI Международного семинара «Актуальные проблемы прочности». -Витебск.: ВГТУ, НИИ ММ СПбГУ. -2000. -Ч.1.- С. 87-92.

58. Н.С. Сурикова, Ю.И. Чумляков. Механизмы пластической деформации монокристаллов никелида титана. В кн.: Научные труды II Международного семинара «Современные проблемы прочности» им. В.А. Лихачева. Т.1:НовГУ.- 1998,- С. 183-187.

59. Черных К.Ф., Литвиненкова З.Н. Теория больших упругих деформаций,- Л.: ЛГУ, 1988.- 256с.

60. Янке Е., Эмде Ф., Леш Ф. Специальные функции.- М.: Наука, 1968. -344с.

61. Ren X., Miura N., Taniwaki К., et. al. Understanding the martensitic transformations in TiNi-based alloys by elastic constants measurement // Materials Science and Engineering.- 1999.-A273-275.- P. 190-194.

62. Теплякова JI.A. Локализация деформации и превращения в дефектной подсистеме в сплавах с различным структурно фазовым состоянием: автор, д. ф. -м. наук. - Томск., 1999. - 43 с.

63. Счастливцев В.М. Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита конструкционных сталей // ФММ.- 1974.- Т.38. 4.-С, 793-802. , wj i.; , , ч ii:>;: г

64. Этерашвили Т.В., Утевский Л.М., Спасский ,М.Н. Структура пакетного мартенсита и локализация остаточнрго аустенита в конструкционных сталях// ФММ.- 1979.- Т.48.: 4,- .С.807-815.

65. Кащенко М.П., Летучее В.В., Коновалов С.В., Яблонская Т.Н. Модель формирования пакетного мартенсита // ФММ.- 1997.-Т.83. 3.- С.4352. , .--ц !. !• j ; (

66. Родионов Д.П., Счастливцев.В,М.Стальные монокристаллы. -Екатеринбург: УрО РАН, 1996.-273 с.

67. Чащина В.Г., Семеновых А.Г., Кащенко М.П. Деформация стали со структурой отпущенного мартенсита: соотношения мощностей сдвига // Всероссийская конференция молодых ученых «Математическое моделирование в естественных:науках».- Пермь.: ПГТУ.- 2000. С. 17.

68. Кащенко М.П., Чащина В.Г., Семеновых А.Г. Реконструкция механизма генерации носителей деформации в полосах сдвига в кристонной модели // Эволюция дефектных структур в конденсированных средах: Тезисы докладов.- Барнаул.: АГТУ.- 2000.-С. 109.

69. Кащенко М.П., Семеновых А.Г., Чащина В.Г. Механизм формирования полос сдвига с ориентировками границ {hhC} в ОЦК-кристаллах //

70. Вестник Тамбовского университета. Сер. Естественные и технические науки.- Тамбов.- 2000.- Т.5. -2-3.- С. 193-195.

71. Кащенко М.П., Чащина В.Г., Семеновых А.Г. Влияние потенциального атомного рельефа на сдвиг CC2h. (hhC) в ГЦК решетке // Вестник Тамбовского университета. Сер. Естественные и технические науки. Тамбов.- 2000.- Т.5. -2-3.- С. 196-198.

72. Кащенко М. П., Семеновых А. Г., Чащина В. Г. Стандартные ориентировки границ полос сдвига в ОЦК кристаллах // Научные труды семинара «Актуальные проблемы прочности». Санкт -Петербург. -2001.-С. 592-594.

73. Кащенко М.П., Минц Р.И. Колебательные аналоги деформации Бейна и морфология мартенсита в твердых растворах систем (Fe-Ni) // ФТТ.-1977.- Т. 19.-2.-С. 329-334.

74. Харрисон У. Электронная структура и свойства твердых тел. Т.2. М.: Мир, 1983.-334 с.

75. Каменецкая Д.С., Пилецкая И.Б., Ширяев В.И. Железо высокой степени чистоты. М.: Металлургия, 1978. - 248 с.

76. Морозов О.П., Мирзаев Д.А., Штейнберг М.М. // ФММ. 1971. - Т. 32. -2.-С. 1290-1296.

77. Уайт Р. Квантовая теория магнетизма. М.: Мир, 1985. - 304 с.

78. Nakamura Y. The invar problem // IEEE Trans. Magn. 1976. - V. MAG.-12.-P. 278-291.

79. Tanij Y., Nakamura Y. Stainemann anomalous elastic properties of Fe-Ni (fee) alloys and their invar//Physica.- 1983.-V. В 119.-P. 109-114.

80. Вонсовский С. В. Магнетизм. М.: Наука, 1971. - 1032 с.

81. Мирзаев Д.А., Морозов О.П., Штейнберг М.М. О связи превращений в железе и его сплавах // ФММ. 1973. - Т. 36. - 3.- С. 560-568.

82. Gavriljuk V.G., Nadutov V.M., Ullakko К. Tetragonality of Fe-N martensite at low temperature ageing // Доклады Всесоюзной конференции по мартенситным превращениям в твердом теле. Киев: Ин-т металлофизики АН Украины, 1992. - С. 130-133.

83. Chang S.N., Meyers М. A. Martensitic transformation induced by a tensile stress pulse in Fe 22.5 wt% Ni - 4 wt% Mn alloy // Acta metal.- 1988.-V.36. -4, P. 1085-1098.

84. Zisman A., Teodosiu C., Rybin V. Micromechanics of shear microbands under strain-path changes in midl steel // Computational materials science.- 1999.-V. 16.-P. 307-314.

85. Kashchenko М.Р., Letuchev V.V., Konovalov S.V., Yablonskya T.N. Formation of a martensite crystals with habits (hhC) in cryston model // J. Phys. (Fr)7.-1997.-11 Suppl.- P. 161-166.

86. Zhang, Х.М. Gautier Е., Simon A. Martensite morphology and habit plane transition during tensile tests for Fe-Ni-C alloys // Acta metal. -1989. V.37.-2.- P. 477-485.

87. Изотов В.И. Структура закаленной конструкционной стали. Состояние перегрева // ФММ.-1975.-Т.39. 4.- С. 801-814.

88. Katayama Т., Fujita Н. Nucleation process of ос' martensite in iron-base alloys with low stacking fault energies // Proceedings of ICOMAT, the Japan Institute of Metals.-1986.-P. 180-185.

89. Maxwell P. C., Goldberg A., Shyne J.C. Stress-assisted and strain-induced martensites in Fe-Ni-C alloys //Met. Trans. -1974.-V.5.- 6.- P. 1305-1317.

90. Вейман К. M. Бездиффузионные фазовые превращения: В кн. Физическое металловедение. Т.2.- М.: Металлургия, 1987.- 624 с.

91. Fischer F.D. Mechanics and phase transformations 11 Advances in mechanical behaviour, plasticity and damage. Proceedings of EUROMAT 2000.-Amsterdam: Elsevier science Ltd.- 2000.- V.I.- P. 41-52.

92. Наумов И.И. Электронная структура |3-фаз в сплавах с эффектом памяти формы. автореф. дис. д. ф.-м. Наук.- Томск., 1993.

93. Путин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартенситные превращения.- УрО РАН, 1998.- 368 с.

94. Черных К.Ф. Нелинейная сингулярная упругость. Часть I. Теория -СПб, 1999.-276 с.

95. Кащенко М. П., Семеновых А.Г., Чащина В.Г. Кристонный механизм формирования а мартенсита деформации в присутствии мартенсита напряжения // Вопросы материаловедения. 2002.- 1 (29).- С. 253-259.

96. Кащенко М. П., Семеновых А.Г., Чащина В.Г. Интерпретация морфологических признаков кристаллов а' мартенсита деформации в кристонной модели // Тезисы докладов XIII Петербургских чтений по проблемам прочности.-Санкт-Петербург.- 2002. С. 72.

97. Кащенко М. П., Семеновых А.Г., Чащина В.Г. Оценка нижней границы температуры начала у-а мартенситного превращения в чистом железе и в сплавах FeNi // Тезисы докладов Всероссийской конференции

98. Дефекты структуры и прочность кристаллов». Черноголовка: ООО «СОНГ».-2002.- С. 112.

99. Кащенко М. П., Семеновых А.Г., Чащина В.Г. Нижняя Граница температуры начала формирования а-мартенсита охлаждения в сплавах на основе железа // ФММ. 2003.- 2 (95), С. 1-6.

100. Кравцов А.В. Движение дислокаций в кристаллах с высоким напряжением Пайерлса. Численное моделирование: дисс. к. ф. -м. наук.-Екатеринбург., 2002.

101. Кащенко М.П., Чащина В.Г., Семеновых А.Г. Кристонная модель формирования полос сдвига в кубических кристаллах с кристаллографической ориентировкой границ общего типа // Физическая мезомеханика.-2003.-1, С. 95-122.1. Z^GG^S ~ Ч Gxb