Кинетические закономерности разрушения кристаллических тел тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Введение.

Раздел А. ДОЛГОВЕЧНОСТЬ КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ

Глава I. ТЕМПЕРАТУШО-СИЛОВАЯ ЗАВИСИМОСТЬ ДОЛГОВЕЧНОСТИ

КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ТЕЛ.

§ I. Общая характеристика исследованных материалов, методики их приготовления и испытания.

§ 2. Долговечность поликристаллических металлов и сплавов; способы обработки феноменологических данных . Г.

§ 3. Долговечность ионных, ковалентных, металлических, молекулярных кристаллов, находящихся в пластичном, частично в хрупком состояниях.

§ 4. Некоторые результаты изучения металлов и сплавов после нейтронного облучения.

§ 5. Обсуждения и выводы по гл.

Глава П. СТРУКТУРА КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ТЕЛ И ЕЁ ВЛИЯНИЕ НА КОЭШЦИШГЫ ТЕМПЕРАТУРНО-СИЛОВОЙ ЗАВИСИМОСТИ

ДОЛГОВЕЧНОСТИ.

§ I. Методики структурных исследований

§ 2. Разориентация блоков и температурно-силовая зависимость долговечности моно и поликристаллов

§ 3 Некоторые структурные особенности двухфазных сплавов и облученных металлов

§ 4. Влияние структурной нестабильности на температурно-силовую зависимость долговечности

§ 5. Обсуждение данных и выводы по гл.11.

Глава Ш. ЭНЕРГИЯ АКТИВАЦИИ "ДОЛГОВЕЧНОСТИ"

§ I. Энергия активации и элементы надатомной структуры кристаллов.

§ 2. Влияние на энергию активации гидростатического давления.

§ 3. Изменение энергии активации при полиморфных превращениях.

§ 4. Обсуждение и выводы по гл.Ш.

Раздел Б. КИНЕТИКА МИКРОРАЗРУШЕНИЯ КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ

МАТЕРИАЛОВ

Глава 1У. ОШАЕУЖЕНИЕ ЗАРОДЫШЕВЫХ МИКРОТРЕЩН В

МЕТАЛЛАХ И КРИСТАЛЛАХ.

§ I. Методики изучения микротрещин.

§ 2. Размеры, концентрация, форма зародышевых трещин и их распределение по объёму деформированных кристаллических тел

A) Изучение микротрещин с помощью электронной микроскопии.

Б) Результаты изучения микротрещин с помощью измерения дефекта плотности

B) Данные о микротрещинах» полученные методом рассеяния рентгеновских лучей под малши углами.

Г) Изучение микротрещин с помощью рассеяния света.

§ 3. Анализ данных и выводы по гл.1У

Глава У. КИНЕТИКА НАЧАЛЬНОЙ СТАДИИ МИКРОРАЗРУШЕНИЯ

КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ.

§1. Распределение микротрещин по размерам и закономерности их накопления в процессе испытания на долговечность

§ 2. Особенности кинетики микроразрушения кристаллов в квазихрупком состоянии . 27В

§ 3. Роль поверхностных слоев в локализации разрушения

§ 4. Анализ данных и выводы по гл.У.

Глава У1. ОБРАТИМЫЙ ХАРАКТЕР НАЧАЛЬНОЙ СТАДИИ

РАЗРУШЕНИЯ - ЗАЛЕЧИВАНИЕ МИКРОТРЕЩИН.

§ I. Энергия активации залечивания микротрещин

§ 2. Залечивание микротрещин и долговечность металлов и сплавов. Некоторые воцросы взаимосвязи деформации и разрушения

§ 3. Обсуждение данных и выводы по гл.У

В основе современной научно-технической революции лежит интенсивное развитие практически всех разделов науки, появление новых научных направлений, пересмотр многих, казалось уже завершенных теорий и представлений. Процесс углубленного изучения и переосмысливания коснулся также физики прочности.

Прочность связывают обычно со способностью материала противостоять разрушению без нарушения его целостности (при растяжении -без разрыва образца). Проблема разрушения является одной из важнейших в физике твердого тела.

Важность изучения разрушения обусловлена тем, что современная техника требует создания новых материалов, способных работать в экстремальных условиях; разработки способов увеличения их надёжности и долговечности; развития методов прогнозирования срока службы этих материалов и т.д. Решение указанных вопросов в значительной мере связано с пониманием физической природы разрушения I) твердых тел

Длительное время подход к проблеме разрушения твердых тел был чисто механический. Этот подход начал развиваться первоначально в рамках механики сплошных тел с заданными реологическими

Столь же актуально в этом плане изучение физической природы деформации материалов. Для сохранения единой линии данной работы основное внимание в ней уделено, однако, проблеме разрушения, а структурно-деформационные исследования будут привлекаться лишь для корректности трактовки различных аспектов физики разрушения и их взаимосвязи с деформацией. свойствами (модель для расчетов - упругий континиум; в более поздних теориях - упругий континиум, ослабленный трещинами-разрезами).

Заметный прогресс в физике разрушения связан с появлением теории сил межатомного сцепления и оценке на основании этого теоретической прочности ряда твердых тел [I, 2] . Оказалось, что теоретическая прочность на два-три порядка превыпает реальную. Весьма важным явилось объяснение низкого сопротивления разрушению дефектностью строения реальных тел (в частности, микротрещинами) [3, 4] . Однако, механистический подход, согласно которому разрушение рассматривалось как критическое событие, заключающееся в потере телом механической устойчивости после достижения локальными упругими напряжениями ( б'док. ) некоторой критической величины (<5кр. ) (или после критических деформаций), сохранился.

Ещё один шаг в развитие физического подхода к разрушению был сделан в начале 50-ых годов Журковым, которым была сформулирована кинетическая концепция разрушения твердых тел [5] . Эта концепция развивалась впоследствии в работах Регеля, В.А.Степанова и ряда других исследователей (см., например, [б] ). Согласно кинетическому подходу, разрушение начинается под действием термических флуктуаций при значениях (эдо< с Окр. Роль внешних напряжений сводится к тому, что они уменьшают потенциальный барьер, который необходимо преодолеть для разрыва и обеспечивают энергетическую выгодность конечного состояния.

Базируясь именно на термофлуктуационном подходе в данной работе было проведено изучение кинетических закономерностей разрушения твердых тел кристаллического строения: металлов, сплавов, ионных и ковалентных кристаллов. Однако, прежде чем переходить к формулировке конкретных задач данной работы, рассмотрим наиболее важные, предшествующие настоящей работе исследования по кинетике разрушения, а также кратко остановимся (подробно это сделано, к примеру в [б] ) на основных предпосылках, которые позволили сформулировать кинетический термофлуктуационный подход к разрушению.

Уже в двадцатые годы было начато изучение температурно-ско-ростных зависимостей пластичности, на основании которых (впервые, очевидно, Беккером [7] ) была высказана идея о необходимости учета теплового движения атомов. Беккер полагал, что термофлуктуации способствуют приложенному напряжению в преодолении препятствий ближнего порядка пластическому сдвигу, т.е. рассматривал пластическую деформацию как термоактивационный процесс, скорость которого может быть описана уравнением Аррейниуса. Представление о решающей роли термических флуктуаций и о направленности актов атом-но-молекулярной перестройки в поле механических сил для развития деформационных и релаксационных процессов обсуждались в работах

8-10] . Анализируя процессы формоизменения, идущие в нагруженных телах, авторы [II, 12] также основывались на представлении о том, что в поле механических сил атомная система преодолевает потенциальный барьер с помощью термофлуктуаций. Таким образом, представление о пластической деформации (и релаксации), как о термо-флуктуанионных процессах сформировались сравнительно давно; эти представления (развитые впоследствии в связи с разработкой теории дислокаций в ряде работ, см., например,[13-14] ) и были одной из предпосылок для формулировки кинетической концепции разрушения. Действительно, трудно было думать, что два взаимосвязанных явления: деформация и разрушение*^ принципиально отличаются по своей Впервые, очевидно, на тесную связь деформации и разрушения природе: одно (деформация) термофлуктуационное и кинетическое, другое (разрушение) атермично и носит критический характер. И все-таки основой для развития кинетической концепции разрушения послужили прежде всего экспериментальные данные, свидетельствующие о наличии временной и температурной зависимости прочности твердых тел: зависимости предела прочности от напряжения и температуры (например, [ 1в] ); данные по высокотемпературной ползучести и длительной прочности (например, [19] ), а главное - данные о влиянии времени действия нагрузки на прочность (так называемая статическая усталость), которое наблюдалось для некоторых металлов [2l] , каменной соли [22] , сталей [2з] , ряда других твердых тел [24, 25] . Однако, фактически вое существовавшие до [5] объяснения временной зависимости прочности рассматривали влияние времени как побочный фактор, базируясь на представлении о критическом характере разрушения. Так, согласно [2б] причина временной зависимости - это вязко-упругая гетерогенность твердых тел; в течение времени действия нагрузки в таких телах происходит перераспределение напряжений, ведущее к созданию в упругих областях СГКр и катастрофическому разрыву. По [23] причина временной зависимости связана с неравновесностью материала (в данном случае - закаленная сталь) и структурными изменениями, проходящими в этих нагруженных материалах и снижающими величину б* (по сути, некоторая детализация [2б] ). всякому разрушению предшествует пластическая деформация) указал А.В.Степанов [15] . Для ряда жаропрочных сплавов, испытуемых при высоких температурах, ещё в конце сороковых годов было обнаружено постоянство произведения долговечности (Т) на скорость ползучести ( 6 ), то есть Т-6 = const [16, 17] .

Систематические исследования, направленные на доказательство того, что временная зависимость прочности лежит в основе разрушения твердых тел (а не является следствием побочных факторов: действия внешней среды, структурной гетерогенностью и т.д.) были начаты в ФГИ им.А.А.Иоффе АН СССР. Уже в первых опытах Журкова, Ре-геля, Нарзуллаева, Санфировой, Томашевского было установлено, что временная зависимость прочности имеет место для различных твердых тел (в том числе для тел кристаллического строения: поликристаллов лк , а/' , , р1 и двух типов твердых растворов на основе алюминия [27-31] ). Связь долговечности ( Т ) с величиной растягивающего внешнего напряжения ( (э ) и температурой испытаний (Т.) подчинялась зависимости [30] , которая, как впоследствии констатировалось в 134,35] , оказалась единообразной для различных твердых тел: . т- т. ехр( -) (1)

При постоянной температуре зависимость (I) переходит в уравнение (2) [27] т = Л ехр(-*<э)т=соп51 (2)

Здесь К - постоянная Больцмана; Д л Ж - коэффициенты, определяющиеся наклоном прямых в координатах ( ^Т - (э ); Т0 ,

110, % - постоянные коэффициенты, связанные с , Д соотношениями л = Т0 ехр( иукТ;; ¿ = */кт (3)

Проведенный в[30,34,3б] анализ величин Тв » Ц, • У показал следующее. Предэкспоненциальный множитель Тв одинаков для различных твердых тел, с точностью до одного-двух порядков совпадая с периодом тепловых колебаний атомов 10""^ сек. Величина 1/о меняется от материала к материалу, оставаясь для каждого материала константой. К примеру, для указанных выше материалов кристаллического строения (нескольких металлов) величина ^ не зависела от исходной механической или термической обработки металла. Численная величина 11о совпала с энергией теплового распада атомов: энергией сублимации соответствующих металлов. Совпадение Т0 и Ц, с периодом колебаний и энергией связи атомов в твердом теле, а также характерный для кинетических, термофлуктуационных процессов вид уравнения (I) и дали основание предположить [5] , что разрушение - это процесс нарушения ("распада") во времени нагруженных межатомных связей, процесс постепенного (и необратимого) накопления продуктов этого "распада", завершающийся разрывом тела на части. При этом решающую роль в процессе разрушения играет « тепловое движение атомов и особенно тепловые флуктуации, возникающие на фоне колебаний атомов со средней энергией кТ .

Из вышесказанного видно, что изучение временной зависимости прочности является первым, очень важным этапом выявления кинетической природы разрушения твердых тел ', а анализ этой зависимости необходим для понимания природы элементарного (на атомном уровне) акта процесса, лежащего в основе разрушения и определяющегося величиной и свойствами энергетического барьера Ц, . Действительно, величина Ц> характеризует тот исходный энергетический барьер (сниженный приложенными напряжениями на значение £ б ), который преодолевается термофлуктуационно, т.е. барьер, Дальнейшие этапы исследования кинетического характера разрушения связаны с применением прямых физических методов регистрации разрушения на атомном и микроскопическом уровнях [6,34,35] . связанный с преодолением препятствий ближнего порядка, действующих на расстоянии нескольких межатомных расстояний (силы, действующие на расстояниях > 10 межатомных как правило атермичны). "Атомный" порядок величины 110 проявился и в совпадении с энергией, необходимой для "отрыва1* (испарения) поверхностного атома от его соседей. Правда, такое совпадение не позволило в свое время конкретизировать элементарный акт разрушения, более того оно привело впоследствии к появлению ряда, часто противоречивых, гипотез (например, [6,36-40] ). Несмотря на это, изучение природы величины 11« , изучение влияния на 1)0 параметров состояния и ряда других факторов (например, вида напряженного состояния), выявление связи Ц, с атомно-электронными характеристиками,- все это было и остается одним из важных методов познания элементарного акта разрушения,

К примеру, в конце 50-х годов Пинесом была высказана гипотеза о вакансионном механизме разрушения и на основании вакансионной модели развития трещин теоретически получена зависимость, связывающая X с б и Т , которая отличалась от уравнения (I) наличием в предэкспоненте дополнительного множителя [41,42] ♦ Обработка экспериментальных данных по долговечности согласно этой зависимости давала и.-и самодиффузии металла» 410 позволило предполагать вакансионную природу элементарного акта разрушения. Однако, уравнение Пинеса с усложненной предэкспонентой справедливо лишь в случае правильности заложенной при его выводе вакансионной модели; автор пытался получить независимое подтверждение связи (-10 с и саМ0д,» изучая изменение при полиморфном превращении железа и сравнивая это изменение с изменением при полиморфизме энергии самодиффузии железа [43] . Однако, даже не затрагивая вопрос о надежности данных об изменении при полиморфизме энергетических характеристик в железе, которые часто противоречивы [44] , заметим, что испытания на долговечность проводились в [43] при высоких температурах ( £ 1/2 Тшшвлешя К), причем испытывались спеченные из порошка (т.е. пористые) образцы, а, согласно [46,4?] факторы, способствующие резкому повышению в испытуемых образцах концентрации вакансий (в том числе и высокие Т испытания) действительно могут привести к переходу от "сублимационного" к вакансионному механизму разрушения. С учетом этого обстоятельства выводы работы [43] нельзя рассматривать в качестве обоснованного аргумента, которые ставят под сомнение данные о совпадении 1)в с энергией сублимации для литых металлов, испытуемых в области умеренных температур

1/2 Травления) [зо] Действительно, в [44,4б] было показано, что введение в Л^ определенных легирующих добавок не влияет на №<> и на энергию сублимации, но заметно уменьшает энергию активации самодиффузии, то есть между 119 и самодиффузией при умеренных Т однозначной связи нет.

Уже некоторые приведенные здесь примеры показывают, что с самого начала изучения температурно-временной зависимости прочности (с конца 50-х годов) вопросу о природе элементарного акта долговечности ( 110 ) придавалось первостепенное значение; работ в этом плане было, однако, весьма мало [30,43,45] . Заметим, что при высоких температурах * 1/2 Т^ и малых напряжениях уравнение (I) не выполняется. Это естественно, т.к. в противном случае при б-* 0 тела обладали бы конечной (а при высоких Т сравнительно малой) долговечностью. Причины указанных отклонений рассматриваются в [б,Зб] . Некоторые экспериментальные данные по этому поводу будут приведены и в нашей работе (гл.У1).

С этой точки зрения условия корректности вычисления ^ (как и вообще оценки энергии активации любого процесса из феноменологических данных) являются отправными при анализе этой величины. Согласно теории термоактивационного анализа, корректное вычисление энергии активации возможно, в частности, только при исследовании образцов с одинаковой структурой; только в случае соблюдения одинаковых структурных условий скорость протекания термофлук-туационных актов будет зависеть от температуры по простому больц-мановскому закону.

При этом контроль тождественности структуры эффективен лишь тогда, когда выявлен тот структурный элемент, который оказывает доминирующее влияние на исследуемый процесс (в нашем случае - на долговечность). Применительно к вычислению на основании формулы (I) величины и<> отмеченные выше условия можно было сформулировать следующим образом. Единственным структурно-чувствительным коэффициентом формулы (I), согласно предварительным данным [30-33] , является величина у , которая вычисляется на основании обработки данных по температурно-силовой зависимости долговечности и имеет одно значение для серии образцов определенного исходного состояния (определенного предварительного отжига, степени прокатки и т.д.), разорванный в результате испытания на долговечность при разных б и Т , Следовательно, для корректного измерения величины II. необходимо прежде всего выявить тот элемент структуры, который оказывает определяющее влияние на коэффициент У и одинаков в образцах, испытанных на долговечность при различных б и I .

До постановки данной работы подобные исследования не проводились. Имелась лишь одна работа [зз] , в которой была обнаружена корреляция между У* и размером зерна. Однако, контроль стабильности размера зерна в процессе испытания на долговечность образцов металла при разных б и Т не проводился, главное же - не было доказано, что размер зерна является той структурной характеристикой, которая действительно определяет величину ¡f •

При изучении влияния на долговечность реальной структуры, следовало, очевидно, прежде всего обратить внимание на те структурные характеристики, которые являются наиболее общими для деформированных металлических, ионных, ковалентных моно- и поликристаллических тел. Анализ литературных данных показал, что для большинства 1фисталлических материалов характерна блочная структура, образованная неоднородным в объёме кристаллической решетки распределением дислокаций. Блоки в первом приближении характеризуют участки решетки, относительно свободные от дислокаций, разделенные границами с высокой плотностью дислокаций, при этом концентрация дислокаций в границах (расстояние между соседними дислокациями одного знака) определяет величину разориентации блоков друг относительно друга. Чем концентрация выше, тем больше разориентация. Уже это обстоятельство, по мнению Хирша [48] , позволило предполагать, что блочная разориентация может оказывать существенное влияние на характеристики деформации и разрушения кристаллов. Между тем, систематического изучения влияния разориентации на прочностные характеристики (тем более на коэффициент Jf ) до постановки данной работы не цроводилось; последнее, отчасти, было связано с методическими трудностями надёжной оценки этой характеристики, особенно для шшпфисталлических материалов.

Естественно, что учет тождественности лимитирующего долговес-ность структурного элемента является необходимым, но не достаточным для корректного, всестороннего анализа величины U0 . Для подобного анализа необходимы были также надёжные, систематические данные об этой величине не только для нескольких поликристаллических металлов [30] , но и для широкого круга моно- и поликристаллических материалов с ионным, ковалентным, металлическим, молекулярным типов межатомного взаимодействия; данные о влиянии на величину (Jo основных параметров состояния (давления, температуры); данные о поведении величины UQ при широкой вариации степени совершенства 1фисталлов за счет механической и термической обработки, введения различных примесей, фазовццеления; надёжные данные о влиянии на величину аллотропических превращений в металлах и т.д.

Действительно, до постановки нашей работы, как видно из приведенного выше краткого обзора, данные по температурно-силовой зависимости, долговечности и анализу её энергии активации были весьма малочисленны и противоречивы; структурные же условия корректности оценки энергии активации вообще не изучались.

Подобные исследования, учитывая их важность для выявления кинетических закономерностей разрушения и начали проводиться нами с начала 60-х годов; их результаты вошли в первый раздел данной работы.

Чисжо феноменологические исследования недостаточны, однако, для доказательства и анализа кинетической природы разрушения материалов; необходимо применение прямых физических методов, позволяющих изучать зарождение и развитие элементов разрушения на микроструктурном уровне. Такого рода исследования и начали проводиться нами с начала 70-х годов с помощью комплекса взаимодополняющих и контролирующих друг друга методов. Эти исследования были посвящены, в основном, изучению начальной стадии разрушения, связанной с появлением мельчайших, устойчивых трещин, которые можно идентифицировать, как "зародышевые". Обнаружение таких микротрещин, надёжное определение их размеров, концентрации, формы, распределение по размерам и по объёму материалов, изучение основных закономерностей развития в процессе испытания на долговечность, изучение закономерностей обратного процесса - залечива-ни микротрещин,- все это и составило основное содержание второго раздела данной работы.

Кратко остановимся на основных, предшествующих нашим исследованиям, работах по микроразрушению металлов и кристаллов. Уже отмечалось, что наличие в твердых телах микротрещин, снижающих теоретическую прочность твердых тел до реальной, предполагалось в [3,4] . Для кристаллических тел появление трещин связывалось с локализацией пластической деформации [15] ; конкретизация идей [15] в теории дислокаций привела к разработке ряда механизмов зарождения трещин (см., например, обзоры[47,49] ). В то же время, хотя идея о наличии микротрещин появилась давно и были разработаны даже конкретные механизмы их образования, экспериментальных данных по микротрещинам оказалось явно мало, при этом перечисленные выше аспекты начальной стадии разрушения практически не изучались; одна из основных причин такого положения связана с методическими трудностями выявления микротрещин.

Рассмотрим наиболее важные, имевшиеся к началу 70-ых годов, данные по микротрещинам. Одиночные трещины микронных и более размеров, возникающие по одному из рассмотренных в [47,49] дислокационно^ механизму, наблюдались, в основном, в ионных кристаллах [¿¡Г и МдО [50-54] .

В работах [55,5б] с помощью комплекса методов (в основном -светорассеяния, частично, электронной микроскопии и измерения плотности) изучалось образование микротрещин в процессе сжатия кристаллов л/а й при Авторы пришли к выводу о том, что на сравнительно ранней стадии нагружения в объёме деформируемых образцов возникают дефекты типа чечевицеобразных полостей с разо мером от 200 до 1000 А. Однако, концентрация этих полостей, закономерности их накопления и многие другие указанные выше важные аспекты начальной стадии разрушения в [55,5б] не изучалось; помимо этого сама достоверность отождествления светорассеяния с микротрещинами ставилась впоследствие под сомнение [57] .

В работах [58,59] , также с помощью комплекса методов (электронная мшфоскопия: реплики с поверхности образцов; измерение плотности и электросопротивления) изучались микротрещины, возникающие при активном растяжении при 18°С поликристаллических металлов ( лА , Си, А1 , Ре )• На основании полученных данных авторы пришли к выводу, что при деформации, составляющей - 20-30% от разрывной, на поверхности металлов возникают микротращины длиной 2-7 мкм и шириной ~ 0.1 мкм; закономерности развития подобных трещин и другие аспекты начальной стадии разрушения также практически не изучались.

Следует отметить, что однозначная связь между данными о микротрещинах, полученными в [55,56,58,59] с помощью различных методов, не всегда прослеживалась (например, в [5б] светорассеяние при деформации л/а С£ , приписываемое трещинам, возникало гораздо раньше, чем полости, наблюдаемые в тех же образцах л/а« методом электронной микроскопии). Тем не менее, сама идея использования для выявления микротрещин комплекса методов, в том числе "интегральных" (светорассеяние, плотность) и прямых "дифференциальных" (микроскопия) несомненно правильная.

Продолжая рассмотрение данных о микротрещинах, отметим немногочисленные работы, в которых для деформированных металлов удавалось выявлять единичные микротрещины размеров £ I мкм с помощью электронной микроскопии на просвет в тонких полированных фольгах [60, 61] .

Наблюдения отдельных микротрещин в металлах и кристаллах при умеренных б' и Т проводились только после активного растяжения или сжатия указанных материалов [50-61] ; изучение же кинетики микроразрушения кристаллических материалов в процессе их испытания на долговечность проводились только при высоких температурах и малых напряжениях, то есть в условиях высокотемпературной ползучести (когда, кстати, само наличие временной зависимости считалось спецификой условий испытаний), при этом исследовались только достаточно крупные трещины размером в несколько микрон или даже в несколько десятков микрон (например, [62-67] ). В указанных работах с помощью оптической, реже электронной микроскопии и измерения деформационного разуплотнения было установлено, что накопление пор и трещин происходит приблизительно пропорционально деформации, причем сами несплошности появляются на сравнительно ранней стадии деформации, к примеру в начале второй стадии ползучести [бз] .

Таким образом, можно констатировать, что для кристаллических тел, данные по микротрещинам, особенно мельчайшим, были весьма немногочисленными, данные же по образованию и развитию микротрещин в процессе испытания на долговечность в области умеренных температур и напряжений отсутствовали. Между тем подобные данные в сочетании с результатами изучения и анализа термпературно-сило-вой зависимости долговечности и структуры являются отправными для выявления физических закономерностей кинетики разрушения, в частности, для установления того, на что тратится долговечность (на подготовку структурных условий для образования разрушающей трещины или на нецрерывно идущий процесс микроразрушения, заканчивающийся макроразрывом). В связи с последним отметим, что и на на природу временной зависимости в литературе существовали различные точки зрения. Так, в отличие от [27-35, 41-43] в [бв] была высказана точка зрения (разделяемая рядом других авторов, работы которых будут ещё рассмотрены), согласно которой временная зависимость прочности является отражением кинетического характера пластической деформации, а само разрушение является кинетическим, атермическим событием. Действительно, достаточно распространенной была точка зрения, что образование микротрещин происходит лишь на заключительной (третьей) стадии ползучести (например,

69] ); ряд авторов однако полагали, что образование микротрещин (повреждаемости) происходит в процессе всего нагружения [5,29, 41,70,71] .

Таково, вкратце, состояние вопроса по кинетическим аспектам разрушения 1фиталлических тел в феноменологическом и микроструктурном плане к моменту постановки данной работы. Основная задача работы заключалась в выявлении кинетических закономерностей разрушения (особенно, его начальной стадии) путем комплексных феноменологических и микроструктурных исследований. Задача решалась применительно к кристаллическим материалам при растяжении последних в режиме ползучести в основном в области умеренных температур. Для решения общей задачи необходимо было провести следующие исследования:

1. Провести систематическое изучение и анализ температурно-силовой зависимости долговечности кристаллических тел различных по типу межатомного взаимодействия, типу решетки, степени совершенства, находящихся в пластичном, частично, в хрупком состояниях.

2. Выявить структурные элементы, оказывающие определяющее влияние на долговечность кристаллических тел (моно- и поликристаллов, сплавов), установить уоловия тождественности этих элементов в образцах, используемых на долговечность при различных <э и Т . Особое внимание (в силу уже отмеченных ранее причин) уделить блочной разориентации, для чего развить надёжный метод её регистрации .

3. Установить, как влияет отступление от тождественности структуры на функциональный вид температурно-силовой зависимости долговечности и оценку энергии активации.

4. Изучить и проанализировать влияние на энергию активации долговечности внешних параметров и элементов атомной и надатом-ной структуры (температуры, давления, полиморфизма, дислокационных характеристик).

5. Выбрать и, если потребуется, развить методики, позволяющие получать надёжную информацию о мельчайших трещинах.

6. Обнаружить микротрещины, которые можно идентифицировать, как зародышевые. Определить их размеры, форму, концентрацию, распределение по объёму деформированных образцов и распределение микротрещин по размерам.

7. Выявить основные закономерности кинетики начальной стадии микроразрушения кристаллических тел при ползучести и условия перехода от начальной стадии к макроразрыву. Особое внимание при этом уделить влиянию роли приповерхностных слоев в локализации разрушения.

8. Исследовать обратимость начальной стадии разрушения, то есть закономерности залечивания микротрещин, образовавшихся в процессе испытания кристаллов на долговечность в области умеренных температур. Выяснить возможности использования залечивания микротрещин для восстановления и увеличения ресурса долговечности.

В соответствии с поставленными задачами были выполнены исследования, результаты которых рассмотрены в шести главах, при этом задача пункта I в главе I, пункта 2 и 3 в главе П, пункта 4 в главе Ш, пункте 5 и б в главе 1У, пункта 7 в главе У, цункта 8 в главе У1.

В первой главе рассмотрены и проанализированы результаты систематического исследования температурно-силовых зависимостей долговечности ионных ковалентных металлических моно- и поликристаллов и сплавов. Установлено, что в определенном интервале умеренных Т и , независимо от степени совершенства, типа межатомного взаимодействия и структуры кристаллических тел имеет место временная и температурная зависимость прочности, которая подчиняется формулам I и 2. (Всего было изучено около 60 материалов, каждый материал в различных - от нескольких до нескольких десятков - исходных состояниях, задаваемых термической и механической обработкой, содержанием примесей, и т.д.).

Все это дало основание сделать заключение, что при изученных условиях испытания формула I, которая характерна только для кинетических, термофлуктуационных процессов, лежит в основе разрушения по крайней мере большинства кристаллических материалов. Характерно, что для всех испытанных кристаллических тел величина Uo достаточно хорошо совпала со значением теплот их сублимации, а величина предэкспоненциального множителя Т0 с точностью до двух порядков со значением периода тепловых колебаний атомов в твердых телах. Специальные опыты показали, что при пониженных температурах, когда некоторые материалы разрушаются без заметной остаточной макродеформации, экспоненциальная связь долговечности с напряжением сохраняется, причем в пределах точности измерения величина Uo такая же, что и в пластичном состоянии. Показана также выполняемость формулы (I) для некоторых металлов и сплавов, подвергнутых предварительному нейтронному облучению дозой до 10^ н/см^.

Вторая глава посвящена исследованию влияния на долговечность элементов надатомной структуры. Выяснялся вопрос, какие элементы микроструктуры определяют величину и постоянство коэффициента ¿Г , входящего в формулу (I), то есть тождественность каких элементов структуры необходимо контролировать для корректной оценки величины энергии активации и<, . Основное внимание уделялось, как уже отмечалось, разориентации блоков, для надёжного измерения которой в случае поликристаллов был апробирован метод рассеяния рентгеновских лучей под малыми углами. Впервые установлено, что для металлических, ионных, ковалентных моно- и поликристаллов именно величина малоугловой блочной разориентации, связанная со средним расстоянием между соседними дислокациями в границах блоков, а не размер зерен или размер блоков, определяет величину и постоянство структурно-чувствительного коэффициента У . Выдвинута трактовка зависимости величины у от разориентации блоков. В случае двухфазных сплавов и облученных металлов лимитирующим величину X* структурным фактором, тождественность которого необходимо контролировать для правильной оценки величины у , является размер и концентрация либо частиц второй фазы, либо вторичных радиационных дефектов. Рассмотрены и систематизированы различные случаи отступления от формулы (I), в частности, аномалии временной и температурной зависимости прочности в области перехода из пластичного в хрупкое состояние. Показано, что в изученных случаях отступления от формулы (I), корректная оценка величины 11о возможна только при количественном учете вклада непостоянства коэффициента ¿Р в наблюдаемые аномалии.

В третьей главе рассмотрены результаты экспериментального изучения влияния на величину Уо , вычисленную с учетом данных главы П, всестороннего давления до 15 кбар, а также элементов атомной и надатомной структуры. Надёжно установлено, что элементы надатомной структуры (плотность, распределение, степень расщепления дислокаций, переход от моно к поликристаллическому состоянию, изменение ориентации монокристаллов, изменение до пяти порядков чистоты -металлов, вьщеление второй фазы, введение вторичных радиационных дефектов и т.д.) в пределах точности измерения не влияет на величину Uо » численное значение которой достаточно хорошо совпадает с величинами теплот сублимации исследованных кристаллических тел. Все это дает основание полагать, что Ц» определяется только ближним порядком в расположении атомов, то есть межатомным взаимодействием. Действительно, изучение температурно-силовой зависимости долговечности в условиях гидростатического давления показало, что под давлением величина U0 увеличивается; последнее хорошо согласуется с данными, свидетельствующими о влиянии всестороннего сжатия на рост характеристик межатомного взаимодействия (Е, G- , Тплавл^). Изменение величины U (от 20 до 50%) наблюдалось также нами при изучении температурно-силовой зависимости долговечности металлов с аллотропными превращениями (T¡ , , Со), при этом для каждой модификации U0 не зависило от макроструктуры и совпадало для высокотемпературного состояния с теплотой сублимации исследуемого металла. Анализ литературных данных подтвердил, что для изученных нами полиморфных превращениях в ту же сторону и пропорционально меняются различные характеристики межатомного взаимодействия.

На основании всех полученных данных о величине Ц> были проанализированы возможные элементарные акты.процесса, лимитирующего долговечность. Для исследованных условий испытания показана неправомочность диффузионной, "сублимационной" (испарение с поверхности) и ряда других трактовок этого акта.

Наиболее хорошо объясняются данные о U0 механизмом термофлук-туационной разрядки, локализованной деформации (например, дислокационных скоплений [36-39] ), что должно приводить к образованию микротрещин. Рассмотрены также появившиеся в последнее время представления о механизмах образования зародышевых микротрещин.

В четвертой главе кратко рассмотрены основные методы изучения микротрещин и обоснована необходимость использования комплекса взаимно дополняющих и контролирующих друг друга методов (малоугловой рентген, прецизионное измерение плотности, сканирующая и просвечивающая микроскопия, светорассеяние). Указанные методы были применены для изучения микроразрушения поликристаллических металлов и ионных кристаллов, которые испятывались на долговечность в условиях ползучести (реже - активного растяжения) при Té 1/2 Тплавл<К.

Впервые надёжно установлено, что размеры трещин "зародышевого'1 размера (образующиеся практически "взрывообразно") для моно- и поликристаллов различной структуры составляют - 0,1 мкм.

Распределение микротрещин или обусловленного ими разуплотнения резко неоднородно по объёму испытуемых на долговечность кристаллических материалов. В приповерхностном слое,, толщиной в несколько мтфон, концентрация трещин на три, а в слое, толщиной в несколько десятков микрон на один-два порядка выше, чем в объёме.

Пятая глава посвящена исследованию кинетики микроразрушения. Установлено, что в процессе испытания на долговечность растет как концентрация зародышевых микротрещин, так и идет процесс их слияния и укрупнения. Распределение микротрещин по размерам имеет вид плавно спадающей кривой (с увеличением размеров трещин их концентрация резко падает), однако эта кривая может иметь максимумы, положение которых связано с размерами структурной гетерогенности тел размерами блоков, зерен). Массовое образование приповерхностных микротрещин наблюдается на ранних стадиях пластической деформации при £ - 5% от деформации, накапливаемой образцом к моменту разрыва; при деформации в условиях ползучести массовое образование микротрещин начинается уже на стадии мгновенной деформации и продолжается в течение всей ползучести. При этом в приповерхностных слоях не только концентрация, но и скорость накопления микротращин на 1-3 порядка выше, чем в объёме образцов. Последнее приводит к тому, что именно в приповерхностных слоях формируется "критическое", практическое одинаковое для металлов и кристаллов, разуплотнение - 1%, которое и приводит к образованию и началу движения ма1фотрещины. Установлено, что скорость микроразрушения на стационарной стадии ( £) связана с б и Т формулой, аналогичной (I), при этом величины Цо в формуле для долговечности и скорости микроразрушения совпадают.

Для пластичных материалов микротрещины быстро затупляются, в процессе испытания на долговечность их концентрация непрерывно растет, что ведет к укрупнению микротрещин на счет слияния соседних. В хрупком состоянии микротрещины остроконечны, в процессе деформации их размеры непрерывно растут, а концентрация практически не меняется.

Данные по микроразрушению анализируются с точки зрения их связи с феноменологическими данными, а также полученными в последние годы литературными, экспериментальными и теоретическими результатами изучения микротрещин.

Последняя шестая глава диссертации посвящена изучению залечивания микротрещин. Впервые установлено, что начальная стадия разрушения металлов при ползучести в области умеренных температур обратима; приповерхностные микротрещины залечиваются при Т41/2 Т

Определена энергия активации залечивания, анализ которой показал, что приповерхностные микротрещины залечиваются механизмом трубочной диффузии вакансий по ядрам дислокаций на естественный сток - поверхность образцов. Рассмотрен ряд особенностей залечивания в свете имеющихся литературных данных. Установлено, что залечивание приповерхностных микротрещин приводит к существенному (в несколько раз и более) увеличению ресурса долговечности металлов и сплавов. На основе полученных данных разработаны способы увеличения долговечности металлов и сплавов, выработавших часть своего ресурса; на способы получено авторское свидетельство.

В шестой главе рассмотрены также вопросы взаимосвязи деформации и разрушения и обсуждены полученные в работе данные, свидель-ствующие о влиянии ансамбля приповерхностных микротрещин на пластическую деформацию (скорость ползучести). Сделан вывод, что при анализе взаимосвязи деформации и разрушения следует учитывать не только влияние деформации на разрушение, но и обратное влияние разрушения на деформацию.

Некоторые из приведенных в работе данных получены совместно с аспирантами и, частично, отражены в кандидатских диссертациях, выполненных под руководством автора; во всех этих случаях, отмеченных ниже, вклад автора в постановку задачи, обработку и анализ результатов был решающим. Последнее относится к части данных гл.1 (§ 3 совместно с А.Н.Бахтибаевым и § 4 с В.М.Плясовым), гл.Ш (§ 3 совместно с А.И.Петровым), гл.1У (часть данных по МРД совместно с В.Н.Савельевым). Наконец, некоторые данные гл.П (§ 2) получены совместно с А.И.Ивановым, а также отражены в кандидатской диссертации автора; целесообразность включения последних данных в представленную диссертацию оправдано их органической связью с изложенными в гл.П результатами.

Раздел А. ДОЛГОВЕЧНОСТЬ КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ

Основные выводы по главе У1

1. Впервые установлено явление обратимости начальной стадии разрушения при ползучести металлов в области умеренных температур: образующиеся на этой стадии преимущественно в приповерхностных слоях микротрещины залечиваются при температурах Т£ 1/2 Т^К металлов.

2. Установлено, что энергия активации залечивания приповерхностных микротрещин составляет около 0,7 от энергии самодиффузии металлов. Анализ данных свидетельствует в пользу трубочного, диффузионного механизма залечивания по ядрам дислокаций.

3. Впервые обнаружено, что залечивание приповерхностных трещин ведет к увеличению (до 10 раз) долговечности, причем эффект упрочнения максимален при некой оптимальной температуре промежуточного отжига (Т ). Уменьшение эффекта упрочнения при Т>Т связано с началом отжига блочной структуры, а при Т Топт со снижением эффективности диффузионного залечивания. Повторный промежуточный отжиг способствует увеличению эффекта роста долговечности. Залечивающий отжиг целесообразно проводить для металлов, выработавших не более 60-70% своего ресурса.

На основании проведенных разработок получены авторские свидетельства об изобретении и ведется их промышленная апробация.

4. Впервые показано, что на стационарной стадии ползучести следует учитывать обратное влияние приповерхностных трещин на деформацию: залечивание микротрещин при нагреве (или при всестороннем сжатии) ведет к уменьшению скорости ползучести и росту пластичности. Высказаны соображения о природе указанного явления и проанализированы основные аспекты взаимосвязи деформации и разрушения.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ ПО ВСЕЙ РАБОТЕ

1. Впервые установлено, что временная зависимость прочности в области умеренных температур носит общий для кристаллических материалов характер, то есть долговечность (при фиксированных С и Т) является одной из важнейших характеристик сопротивления разрушению.

Доказано также, что уравнения (I) и (2) являются основой для анализа кинетических закономерностей разрушения, при этом коэффи-цинты уравнения (I) - т; , U0 , ¡f имеют универсальное значение для ионных, ковалентных, металлических, молекулярных моно- и поликристаллов с разным типом решетки и различной степенью совершенства .

2. Впервые показано, что для чистых моно- и поликристаллов с разным типом межатомного взаимодействия малоугловая межблочная разориентация является наиболее универсальной характеристикой сопротивления разрушению, тождественность которой обусловливает корректность оценки энергии активации долговечности.

Сделан вывод, что коллективное движение дислокаций, формирующих границы блоков и определяющее их разориентацию является релаксационным процессом. Специфика этого процесса в области вязко-хрупкого перехода, а также в ряде других случаев, предопределяет аномальный характер временной или температурной зависимости прочности. Выявлено влияние структурной нестабильности на температур-но-силовую зависимость долговечности сплавов и облученных металлов.

3. Впервые систематически исследовано влияние на энергию акти> вации долговечности Uo элементов атомной и надатомной структуры, полиморфизма, гидростатического давления. Проведенный с учётом полученных при исследовании данных анализ теоретических представлений об энергии активации 110 привел к выводу, что элементарные акты разрушения при испытании на долговечность связаны с образованием зародышевых микротрещин, при этом определяющее значение в образовании таких микротрещин должны играть коллективные эффекты при взаимодействии дефектов сдвиговой или поворотной деформации (дислокаций, дисклинаций).

4. Проведено систематическое исследование начальной стадии разрушения металлов и ионных кристаллов.

Впервые установлено, что средние размеры (А) возникающих в процессе испытания на долговечность мельчайших трещин, которые можно идентифицировать как зародышевые, составляют для металлов т

10 мкм, а для ионных кристаллов I мкм; соответственно мак

17 3 симальные локальные концентрации таких трещин - 10х м и -5-Ю13 м~3.

Микротрещины всегда наблюдаются в областях с повышенной плотностью дислокаций (границах блоков, полосах скольжения и т.д.).

Анализ размеров, формы, мест и скорости образования микротрещин показал, что механизм их зарождения имеет термофлуктуационную природу и связан с коллективными дислокационными (или дисклинацион-ными) эффектами.

5. Впервые выявлено, что в процессе испытания на долговечность и ползучесть скорость накопления и концентрации зародышевых трещин в приповерхностных слоях, толщиной около десятка микрон, на несколько порядков выше, чем в объёме. Особая роль приповерхностных слоев в разрушении связана с облегчением формирования вблизи поверхности дислокационных и дисклинационных структур, ответственных за зарождение микротрещин.

6. Массовое зарождение микротрещин наблвдается на первой стадии ползучести при деформациях2 Ъ% от разрывных деформаций; зависимость скорости накопления и развития микротрещин на стационарной стадии ползучести описывается кинетическим, флуктуационным уравнением типа (I) с энергией активации, совпадающей с энергией долговечности.

Тем самым впервые установлено, что цри испытании на долговечность в области умеренных температур зародышевые микротрещины являются типичным дефектом деформированных кристаллических тел (см. пункт 4 выводов) и кинетика их развития тесно связана с долговечностью.

7. Впервые показано, что распределение трещин по размерам может иметь несколько максимумов, один из которых связан с размером зародышевой трещины, а остальные - с размером структурной гетерогенности (блоков, зерен), оказывающей тормозящее влияние на развитие разрушения.

8. Анализ кинетики микроразрушения показал, что можно выделить два крайних случая.

В случае вязкого разрушения мелкодисперсных кристаллов долговечность тратится, в основном, на увеличение пропорционально деформации концентрации "порообразных" зародышевых трещин и переход к макроразрыву происходит при накоплении критического разуплотнения -1%.

В случае квазихрупкого разрушения кристаллов с крупномасштабной гетерогенностью основное время до разрыва тратится на пропорциональное деформации скачкообразное-развитие "остроконечных* микротрещин. Макроразрыв происходит при достижении одной из развивающихся трещин критического размера. В зависимости от структуры, состояния и условий испытаний вклад накопления и развития микроззз

- 236 трещин в долговечность будут меняться.

9. Впервые установлено, явление обратимости начальной стадии разрушения при ползучести металлов в области умеренных температур: образующиеся на этой стадии преимущественно в приповерхностных слоях микротрещины залечиваются при Т 6 1/2 Т К и энергией активации =0,7 энергии самодиффузии металлов. Высказано предположение о трубочном механизме залечивания порообразных трещин по ядрам дислокаций.

10. Впервые показано, что залечивание приповерхностных трещин (при нагреве или всестороннем сжатии) ведет к росту долговечности, пластичности, и уменьшению скорости ползучести, то есть на стационарной стадии ползучести необходимо учитывать обратное влияние ансамбля микротрещин на деформацию.

Ведется промышленная апробация способов увеличения долговечности за счет залечивания микронеоплошностей.

1.Zwioky F. Die reibfestigkeit von. steinsalz. Physikalische Zeitschrift, 1923, 24, 1, 131-141.

2. Frenkel J. Zur theorie der elastizitatsgrenze u der Festigkeit kri3tallinusoher körper. Zeitehrift für Physik, 1926,37,7, 572-581.

3. Иоффе А.Ф. Физика кристаллов. M.-JE.: ГИЗ, 1929, 192.

4. Griffith A.A. The Phenomena of Rupture a.Flow in Solid.

5. Phil.Trans.of Roval Soc., 1921, 221A, 163-173.

6. Журков C.H. Проблема прочности твердых тел. Вестник АН СССР, 1957, II, 78.

7. Регель В.Р., Слуцкер А.К., Томашевский Э.Е. Кинетическая природа прочности твердых тел. М.: Наука, 1974. - 550 с.

8. Becker Rw tJber die Plastizität amorpher u.kristalliner fester körper. Physikalische Zeitschrift, 1925, Bd, 919-929.

9. Витман Ф.Ф., Степанов В.А. 0 влиянии скорости деформирования на хладноломкость стали. ЖТФ, 1939, II, 1070.

10. Александров А.П. Релаксация в полимерах. Докт.диссертаций Л.: ФТИ АН СССР, 1941.

11. Витман Ф.Ф., Златин H.A., Шестопалов Л.М. 0 связи между энергией активации металлов и их сопротивлением деформированию. Сб.к 70-ю А.Ф.Иоффе. М.: АН СССР, 1950, 331-339.

12. XI. Kauzmann W. Trans. AIMS, 1941, 143, 57-66.

13. Tobolsky A., Eyring H. Mechanical properties of polymer materials. J.Chem,phys. 1943, 11, 125-13^.

14. Орлов А.Н. Исследования по кинетике дислокаций. Автореф. докт.ддас-М.: ЩИИЧерМет, 1966, 33.

15. Ярошевич В.Д. Термоактивационный анализ процесса пластической деформации металлов. Авторефер.докт.дис. Киев: Ин-т металлофизики, 1972. - 34 с.

16. Stepanov A.W. Grundlagen der Theorie der practischen Festigkeit. Z. für Phys., 1934, 92, 42-49.

17. Maohlin E.S., Nowick A.S. Stress Rupture of Heat-resisting, 1 947, 172, 396-393» Alloys as.a.Rate Process.Trans.АШЕ.

18. Servl I.S., Grant N.J. Trans.AIME, 1951, 191, 909-915.

19. Давиденков H.H. Динамические испытания металлов. ОНТИ, 1936, 140.

20. Одинг И.А., Иванова B.C., Бурдукский В.В., Геминов В.Н. Теория ползучести и длительной прочности металлов. М.: Металлург , 1959.

21. Weiter С. Statische dauerfestigkeit von metallen a.legierungen. Zeit.für Metallkunde, 1926, 18, 2, 117-124.

22. Одинг И.А. Современные представления о механизмах пластической деформации и разрушения при ползучести металлов. Изв.

23. АН СССР, ОТН, 1954, 8, II0-II6.

24. Mahnke D. Temperaturabhängigkeit der daueraugfestigkeitu.zerreibfestigfeit synthetischer steinsaalkristalles. Zeit.für Physik, 1934, 90, 3, 177-188.

25. Потак Я.М. Оценка склонности закаленной стали к самопроизвольному разрушению под действием статической нагрузки. Зав.лаборатория, 1947, 13, I, 77-84.

26. Baker Т.О., Preston P.W. Fatique of glass under static boads. J.of Appl.Phys., 1946, 17, 3, 170-180.

27. Бартеньев Г.М. Явление хрупкого разрыва у силикатного стекла. Ш, 1951, 21, 5, 579-584.- 33626. Murgatroyd J.В. Mechanism of brittle rupture Nature, 1944, 8, 51, 3897-3904.

28. Журков C.H., Нарзуллаев Б.H. Временная зависимость прочности твердых тел. ЖТФ, 1953, 23, 10, 1677-1685.

29. Регель В.Р. О механизме хрупкого разрушения пластмасс. ЖТФ, 1951, 21, 287-303.

30. Бартеньев Г.М. О временной и температурной зависимости прочности твердых тел. Изв.АН СССР, ОТН, 1955, 9,53-63.

31. Журков С.Н., Санфирова Т.П. Температурно-временная зависимость прочности чистых металлов. ДАН СССР, 1955, 101, 2, 237-241.

32. Журков С.Н., Томашевский Э.Е. Исследование прочности твердых тел. ЖТФ, 1955, 25, I, 66-71.

33. Журков С.Н., Санфирова Т.П. Связь между прочностью и ползучестью металлов и сплавов. ЖТФ, 1958 , 28 , 8, 1720-1725.

34. Журков С.Н., Санррова Т.П. Изучение временной и температурной зависимости прочности. ФТТ, I960, 2, 6, 1033-1039.

35. Журков С.Н., Левин Б.Я., Санфирова Т.П. Температурно--временная зависимость прочности хлористого серебра. ФТТ, I960, 2, 6, 1040-1044.

36. Журков С.Н. Кинетическая концепция прочности твердых тел; Изв.АН СССР (неорг.мат.), 1967, 3, 10, 1767-1776.

37. Владимиров В.И., Орлов А.Н. Энергия активации зарождения микротрещин в голове скопления дислокаций. ФТТ, 1969, 12, 1593-1598.

38. Владимиров В.И. Кинетический подход в теории разрушения твердых тел. Физ.-хим.обработки материалов, 1974, 2, 23-25.

39. Владимиров В.И. Кинетика трещин и вакансий в кристалле. Авторефер.докт.дис. Л.: ФТИ, 1973. - 31 с.

40. Инденбом В.Л., Орлов А.Н. Проблема разрушения в физикепрочности, 1970, Í2, 3-12.

41. Инденбом В.Л. Межузельный Краудионный механизм пластической деформации и разрушение. Письма в ЖЭТФ, 1970, 12, 526-528.

42. Пинес Б.Я. 0 росте зародышевых трещин, обуславливающих хрупкую прочность тела. ЖТФ, 1955, 25, 8, 1339-1345.

43. Пинес Б.Я. К уточнению оценки долговечности под нагрузкой. -ФТТ, 1959, I, 2, 265-269.

44. Пинес Б.Я., Сиренко А.Ф. Зависимость долговечности под нагрузкой от приложенного напряжения для металлокерамических образцов железа в альфа- и гамма-фазах. ДАН СССР, 1959, 129, 2, 310-313.

45. Савицкий A.B. Изучение роли диффузии и флуктуационного разрыва связей в процессе механического разрушения. Авторефер. канд.дне. -Л.: ФТИ, 1966, 16.

46. Журков С.Н., Савицкий A.B. К вопросу о механизме разрушения твердых тел. ДАН СССР, 1959, 129, I, 91-93.

47. Степанов В.А., Куров И.Е., Шпейзман В.В. Долговечность металлов при кручении. ФТТ, 1964, 6, 2610-2616.

48. Инденбом В.Л., Орлов А.Н. Физическая теория пластичности и прочности. УФН, 1962, в.З, III-I22.

49. Хирш П.Б. Мозаичная структура. В кн.: Успехи физики металлов. - М.: Металлургия, I960, 283-416.

50. Смирнов Б.К., Ярошевич В.Д. Современные представления о зарождении трещин. В кн.: Физическая природа хрупкого разрушения металлов. - Киев: Наукова Думка, 1965, 6-21.

51. Рожанский В.Н. О механизме развития зародышевых трещин в кристаллах при их пластическом деформировании. ДАН СССР, 1958, 123, 648-651.

52. Stokes R.J"., Johnston Т. L., Li С.Н. Further Observations of Stroh-cracks in Magnesium Oxide Single Ceystals Phi1.Mag.,1959,4, 137-141. ,

53. Johnston W.G. Observation of Crack Formation in MgO. Phil. Ш ag. 1960, 5, 407-411.

54. Johnston T.L., Stokes R.J., Ei C.H. Crack Nuoleation in Magnesium Oxide Bi-orystals under Compression. Phil.Mag. 1962, 7, 23-30.

55. Stokes R.£, Johnston T.L., Li C.H. Crack Formation in Magnesium Oxide Single Ceystals Phil.Mag. 1958, 3, 713-722.

56. Гарбер P.И., Обреимов И.В., Поляков JI.M. Образование ультрамикроскопических неоднородностей при пластической деформации каменной соли. ДАН СССР, 1956, 108, 3, 425-426.

57. Гарбер Р.И., Поляков JI.M. Исследование ультрамикроскопических неоднородностей пластически деформированной каменной соли. ФТТ, I960, 2, 974-981.

58. Абаев М.И., Корнфельд М.И. Рассеяние света в пластически деформированных кристаллах хлористого натрия. 1970, 12, 2760-2762.

59. Одинг И.А., Либеров Ю.П. Накопление дефектов и образование субмикротрещин при статическом растяжении армко-железа. -Изв.АН СССР, металл, и горн.дело, 1964, I, II3-II9.

60. Одинг И.А., Либеров Ю.П. Развитие повреждаемости в никеле при статическом растяжении. Изв.АН СССР, Металл, и топливо, 1962, 6, 125-130.

61. Северденко В.П., Точицкий Э.К., Елин В.И. К вопросу о зарождении и развитии трещин. ДАН СССР, 1964, 158, 6, I3I8-I3I9.

62. Орлов Л.Г. Наблюдение распространения трещин в железе при растяжении образца в электронном микроскопе.

63. Johannesson V.T., Tholen A., Cavity Formation in Copper and in a Steel during Creep. J.Inst.Metals, 1969, 97, 8, 243-248.

64. Price C.E. On the oreep behavior of silver. Acta metal. 1966, 1 4, 12, 1781-1786.- 339

65. Davies P.W., Williams K.R. Strain-Induced Cavity Develop.« ment during Creep Metall.Science Jorn., 1969, 3, 48-49.

66. Woodford D.A. A Parametlc Approach to Creep Damege. Metal.Scince jouin. 1969, 3, 50-53.v

67. Price C.E. On void formation in nicked during creep. Acta Met., 1967, 157, 1249-1253.

68. Lindborg Nucleation a.growth, of creep cracks in an aus-tenitic steel. Acta met. 1 969, 1 7, 2, 157-1&5.

69. Мороз Л.С., Хесин Ю.Д., Маринец Т.К. Исследование ползучести железа при низких температурах. ФММ, 1962, 13, 6, 912-919.

70. Горофало Ф. Законы ползучести и длительной прочности металлов. М.: Металлургия, 1968, с.285.

71. Ровинский Б.М., Рыбакова Л.М. Влияние предварительной циклической термообработки и пластической деформации на прочность и долговечность металла. ФММ, I960, 9,4, 606т612.

72. Роботнов Ю.Н. Ползучесть элементов конструкций. М.: Наука, 1969, с.220.

73. Томашевский Э.Е., Слуцкер А.И. Устройство для поддержания постоянного напряжения в одноосно растянутом образце. Зав. лаб., 1963, 29, 8, 994-996.

74. Петров А.И., Бетехтин В.И. Устройство для испытания на долговечность и ползучесть в условиях гидростатического давления. Зав.лаборатория, 1970, 8 , I004-II08.

75. Бетехтин В.И., Журков G.H., С авицкий А.В. Влияние примесей на температурно-временную зависимость прочности металлов. ФММ, I960, 10, 453-461.

76. Бетехтин В.И., Журков G.H., Слуцкер А.И. Временная зависимость прочности двухфазных сплавов на основе алюминия. ФММ, 1964, 17, 4, 564-571.

77. Бетехтин В.И. Тешературно-временная зависимость прочно- 340 сти металлов и сплавов. В кн.: Прочность и надежность металлов с различным типом кристаллической решетки.-ФШ, 1967, 24, 5, 940-946.

78. Журков С.Н., Бетехтин В.И. Закономерности разрушения металлов с различным типом 1фисталлической решетки. ФММ, 1967, 24, 5, 940-946.

79. Бетехтин В.И., Журков С.Н. Временная и температурная зависимость прочности твердых тел. Проблемы прочности, 1971, 2, 39-43.

80. Бетехтин В.И. Временная зависимость прочности твердых тел.-В кн.: Экспериментальные исследования инженерных сооружений. М.: Наука, 1973, 10-18.

81. Бобоназаров X., Бетехтин В.И., Регель В.Р., Киселев Е.А. Температурно-силовая зависимость долговечности композиционного материала медь-вольфрам. ФММ, 1977, 44, 3, 589-596.

82. Бетехтин В,И. Долговечность и структура кристаллических тех В кн.: Проблемы прочности и пластичности твердых тел к 100-летию Н.Н.Давиденкова. - Л.: Наука, 1979, 155-166.

83. Филейко С.Т., Сорокин Н.М., Цирлин А.И. Прочность боро-алю-миния-композита с хрупкими волокнами. Мех.полимеров, 1973, 5, 840.

84. Екобори Т. Физика и механика разрушения и прочности твердых тел. М.: Металлурггя, 1971.

85. Лихтман В.И., Щукин Е.Д., Ребиндер П.А. Физико-химическая механика металлов. М.: АН СССР, 1962. - 285 с.

86. Санфирова Т.П. Изучение временной зависимости прочности металлов, Авторефер.канд.дис. Л.: ФТИ, 1961. - 15 с.

87. Журков С.Н., Бетехтин В.И., Бахтибаев А.Н. Временная и температурная зависимость прочности монокристаллов. ФТТ, 1969, II, 690-699.

88. Бетехтин В.И., Бахтибаев А.Н. Долговечность и ползучесть ионных кристаллов. ФТТ, 1970, 12, 429^32.

89. Бетехтин В.И., Зарипов А., Бахтибаев А.Н., Иванов С.А. Временная и температурная зависимость прочности Saci при переходе в хрупкое состояние. ФТТ, 1975, 17, 2829-2832.

90. Бетехтин В.И., Бахтибаев А.Н., Зарипов А., Иванов С.А. Особенности разрушения кристаллических материалов при переходе в хрупкое состояние. Проблемы прочности, 1977, I, 71-76.

91. Бетехтин В.И., Бахтибаев А.Н., Зарипов А. Кинетический характер разрушения кристаллических тел, находящихся в хрупком состоянии. В кн.: Физика хрупкого разрушения.- Киев, 1976, 4.I,364L

92. Ilysov V.M., Khudyakov A.N., Betechtin V.I. Effect of Seutron Irradiation on Long-Term Stability of Metals a.X18H15 Steel. Iron a.Steel Inst.of Japan, 1971, 11, 246-249.

93. Мороз Л.С., Чечулин Б.Б., Полин И.В., Буталов А.В., Шуль-кин С.М., Горячев А.П. Титан и его сплавы. Л.: Судпромиздат,т.1, 1966, 195.

94. Мышляев М.М., Белкин Е.Г., Демиховская Н.Н., Куров И.Е. Формирование блочной структуры при ползучести. Черноголовка, АН СССР, Препринт, 1973. 10 с.

95. Санфирова Т.П., Томашевский Э.Е., Шураков С.А. Временная зависимость прочности А1 и Ag при низких температурах. ФТТ, 1963, 5, 1700-1704.

96. Алябьев В.М. Исследование длительной прочности dl-железа. Авторефер.канд.дис. Свердловск, 1978. - 18 с.

97. Алябьев В.М., Павлов В.А. Длительная прочность чистого -железа. Ш, 1977, 43, I, II6-I22.

98. Степанов В.А., Шпейзман В.В. Ползучесть металлов при растяжении и сжатии. ШМ, 1970, 29, 2, 375-379.

99. Степанов В.А., Шпейзман В.В. Разрушение металлов. В кн.: Труды ЛПИ, Л., № 5, 1973, 5-33.

100. Степанов В.А. Роль деформации в процессе разрушения твердых тел. В кн.: Проблемы прочности и пластичности твердых тел. - Л.: Наука, 1979, 10-26.

101. Перцев Н.В., Щукин Е.Д., Иванова Н.И., Горюнова Ю.В. Исследование долговечности металлов в условиях перехода от хрупкого разрушения к пластическому. ДАН СССР, 1972, 207, 1097.

102. Лексовский A.M., Регель В.Р. Температурно-временная зависимость прочности алюминия при статическом и циклическом натрутжении. ФММ, 1965 , 20 , 288-292.

103. Guinier A., Fouraet G. Small-Angle Scattering of Z.Rays,1.ndon, 1 955» 240 p.

104. Парай-Кошиц E.A. Диффузное рассеяние рентгеновских лучейпод малыми углами. УФН, 1949 , 39 , 573-589.

105. Moore Р.В. Small-Angle Scattering. Appl.Crystall. 1980,1 3, 2, 168-175109. Stiegler J.O., Forrell K., De Bose C.K.H., King R.R. Radiation Damage in reactors materials, Vienn, 1969, v.2, 120/r-5*

106. Журков C.H., Слуцкер А.И. Изучение субмикроскопических дефектов в металлах методом рассеяния рентгеновских лучей под малыми углами. Исследования по жаропрочным сплавам. Т.1У, М.: АН СССР, 1959, 197-201.

107. Beeman W.W., Webb М., Double Bragg scattering in cold-worked metals, 1959, 7, 3, 214-220.11 2. Atkinson H.H. Small-angle Scottering from Cold-worked a.Fatiqued Metals. Phil.Mag., 1958, 3, 476-482.

108. Бетехтин В.И., Савельев В.Н., Слуцкер А.И. Особенности рассеяния рентгеновских лучей под малыми углами в поверхностных слоях деформированных металлов. ФММ, 1974, 37, I, 224-227.

109. Бетехтин В.И. Разориентация блоков и прочность металлов. Авторефер.канд.дис- Л.: ФТИ АН СССР, 1964. 18 с.

110. Бетехтин В.И., Слуцкер А.И. Изучение разориентации блоков методом рассеяния рентгеновских лучей под малыми углами. -ФТТ, 1962, 4, 132-139.

111. Бетехтин В.И., Слуцкер А.И. Рассеяние рентгеновских лучей под малыми углами на мозаичной структуре металлов. ФТТ, 1966, 8, 767-773.

112. Бетехтин В.И., Слуцкер А.И. Соотношение внутри- и менс-зеренных двойных рентгеновских отражений в поликристаллическихметаллах. ФММ, 1966, 21, 3, 358-361.

113. Ogier W.T., Wild R.L., Nickel I.С., Double Bragg scattering cold-worked metals. Journ.Appl.Ph.ys., 1959, 20, 408-41?.

114. Warren B.E. Small-angle Intensities Double-Bragg scattering cold-worked metals. Austral.Journ.of Phys., 1960, 13, 376-385.

115. Слуцкер A.M., Егоров E.A. Установка для измерения рассеяния рентгеновских лучей под малыми углами. ПТЭ, 1959, 6, 89-92.

116. Бетехтин В.И., Мышляев М.М. Сопоставление электронно-микроскопических и рентгеновских данных о разориентации блоков в деформированном А1 . ФММ, 1966, 22, I, 142-144.

117. Васильев Д.М., Иванов С.А. Исследование тонкой структучры металлов при помощи линий Косселя. Зав.лаб., 1971, 9, 1099-1102.1. Old — t/11 ,

118. Gay P«, Kelly A. X-Ray Studies of Polycrystalline MetáLs deformed.by Rollins. Acta Cryst., 1953, б, 165-177.

119. Бетехтин В.И., Слуцкер А.И. Изучение разориентации блоков мозаики в алюминии. ФММ, 1962, 13, 4, 615-621.

120. Журков С.Н., Бетехтин В.И., Слуцкер А.И. Разориентацая блоков и прочность алюминия, 1962, 13, 5, 718-723.

121. Журков С.Н., Бетехтин В.И., Слуцкер А.И. Разориентация блоков и прочность металлов. ФТТ, 1963, 5, 1326-1333.

122. Журков С.Н., Бетехтин В.И., Петров А.И. К вопросу о связи прочности металлов с разориентацией блоков мозаики и размером кристаллитов. ФММ, 1967, 23, 6, II0I-II07.

123. Бетехтин В.И. Прочность и мозаичная структура металлов. Л.: ДЩШ1, 1968. - 30 с.

124. Бетехтин В.И., Бахтибаев А.Н., Иванов С.А., Мышляев М.М, Ходос И.И. Мозаичная структура германия в процессе испытания на долговечность и ползучесть. -ФТТ, 1972, 14, I47-I5I.

125. Бетехтин В.И., Бахтибаев А.Н., Зарииов А., Иванов С.А. Связь разориентации блоков с сопротивлением разрушению NaC1 . -ФТТ, 1973, 15, 1039-1046.

126. Илясов В.М., Бетехтин В.И.Способ радиационной обработки. A.C.J& 451 362, 1974.

127. Илясов В.М. Влияние нейтронного облучения на длительную прочность и ползучесть металлов и сплавов. Авторефер.канд. дис. - М.: МИФИ, 1972. - 22 с.

128. Журков С.Н., Бетехтин В.И., Петров А.И., Слуцкер А,И. Прочность алюминия при низкой температуре и разориентация блоков. ФММ, 1966, 21, 2, 248-253.

129. Журков С.Н., Бетехтин В.И., Петров А.И. Температурно--временная зависимость прочности металлов и сплавов в неравновесном состоянии. ФММ, 1967, 24, I, I6I-I70; 25, 2, 338-346.

130. Бетехтин В.И., Петров А.И. Упрочнение при низкотемпературной предцеформации и разориентация блоков мозаики в алюминии. ФММ, 1968, 25, 4, 726-729.

131. Уманский Я.С., Финкелыптеин Б.Н., Блантер М.Е., Кшпкин С.Т., Фастов Н.С., Горелик С.С. Физическое металловедение. М.: Металлургизд., 1955, с.543.

132. Копецкий Ч.В., Коханник Л.С. Рекристаллизация Си высокой чистоты при отжиге в высоковольтном микроскопе. ФММ,1979, 48, 2, 202-208;

133. Demmler A.W. Recrystallization of Zone-Melted Aluminum. Joura1. Metals, 1956, 8, 412-416.jgg Diiran F., Horn A., über ¿Lie Adsorption von Gase» an jungfräulichen Salzoberflachen. Zs.f.Phys., 1935, 98, 198.

134. Ван-Бюрен. Дефекты в кристаллах. М.: ИЛ, 1962, с. 177.

135. Brägg f.L. Iron a.Ste&L, 1952} 18, 13, 531-539.

136. Eshelby Т. D., Frank F.C., Nabarro F.R. The Equilibrium of Linear Arrays of Dislocation. Phil.Mag., 1951, 42, 351-360.

137. Ball C.J. The Flow Stress of Polycrystalline Aluminium Phil.Mag., 1957, 2, 20, 1011-1017.

138. Warrington D.H. The flo^r stress-subgrain size relationship in iron. J.Jron a.Steel Instit., 1963, 201, 7, 610-613.

139. Ровинский Б.М., Рыбакова Л.М. О зависимости предела текучести и твердости металла от величины блоков. Изв.АН СССР, ОТН, 1958, 4, 100-102.

140. Овсиенко Д.Е,, Соснина Б.И. Влияние мозаичной структуры литых монокристаллов AI на их критическое скалывающее напряжение. ФММ, 1962, 14, 252-260.

141. Голубкова В.М., Ильина В.А., Кричкая В.И., Курдшов ТВ.,

142. Перкас М.Д. Изучение физических факторов, определяющих упрочнение легированного железа. ФММД957, 7, 465-474.

143. Gay р» I Kelly А., Hirsch P.B., Х-®ау Studies of Polycry-stalline Metals Deformed by Rolling. Acta cryst., 1954, 7, 41-48.

144. Перкас М.Д., Кардонский Б.М. Изучение тонкой структуры деформированного никеля. ФММ,. I960, 9, I, II2-II4.

145. Козырский Г.Я. Влияние субструктуры на ползучесть металлов. Авторефер.докт.дис. Киев: ИФМ, 1963. - 23 с.

146. Козинец В.В., Хоткевич В.И. Изучение структурных и механических характеристик меди после механо-термической обработки. В кн.: Механизмы пластической деформации. Киев: Наукова Думка, 1965, с. 138-143.

147. Washburn J. J.Inst.Met., 1955, 2, 7, 675.

148. Рыбакова Л.М., Ермольчик С.З. Исследование субструктуры меди, отожженной при разных температурах. ФММ, 1963, 15, 439-444.

149. Палатник Л.С., Фукс М.Я., Бойко Б.Т., Парнийский В.Б. Электроннографическое исследование субструктуры тонких конденсатов алюминия методом микропучка. ФММ, 1961, 2, 6, 78-84.

150. Яхонтов В.И. Исследование разориентировок в железо-никелевом сплаве после прямого и обратного мартенситного превращения. ФММ, 1966, 21, 43-49.

151. Мышляев М.М. 0 дислокационной структуре алюминия в процессе ползучести. ФТТ, 1965, 7, 591-599.

152. Мышляев М.М. Ползучесть полигонизованных кристаллов. -В кн.: Несовершенства кристаллического строения и1 мартенситные превращения. -М.: Наука, 1972, 194.

153. Дехтяр И.Я., Осипов К.А. 0 разрушении металлов при высоких температурах. ДАН СССР, 1955, 104, 2, 229-232.

154. Владимиров В.И., Гуревич Л.Э. Кинетическая теория прочности. ФТТ, I960, 2, 1783.

155. Conrad Н. Thermally activation deformation of metals.

156. J.Metals., 1964, 16, 7, 582-588.

157. Журков C.H., Петров В.A. О физических основах темпера-аурно-временной зависимости прочности твердых тел. ДАН СССР, 1978, 239, I3I6-I3I8.

158. Владимиров В.И., Орлов А.Н. Термически активированное зарождение трещин в кристаллах. Проблемы прочности, 1971, 2, 36-38.

159. Разумовская И.В., Корабельников Ю.Г., Бартеньев Г.М., Панферов К.В. Долговечность и релаксационные процессы в твердых полимерах. Механика полимеров, 1969, 4, 629-636.

160. В кн.: Труды 1У Всесоюзной конференции по релаксационным явлениям в твердых телах. М.: Металлургия, 1968. - 240 с.

161. Саррак В.И. Исследование факторов, определяющих склонность железа и стали к хрупкому разрушению. Авторефер.дис. доктора техн.наук. М., 1969. 36 с. Институт стали и сплавов.

162. Степанов В.А., Шпейзман В.В., Жога Л.В. Температурно--временная зависимость прочности твердых тел в хрупком состоянии. ШМ, 1976 , 42, 1068-1074.

163. Жога Л.В. Исследование кинетики низкотемпературного хрупкого разрушения. Авторефер.дис. канд.ф.-м.наук. Л.: ЛПИ, 1977.

164. Владимиров В.И., Горобей Н.Н. Влияние релаксации напряжений на характеристики процесса разрушения. Препринт. Л.: ЛИЯФ, 1977. - 41 с.

165. Владимиров В.И., Горобей Н.Н., Бетехтин В.И. Пластичеекая деформация и разрушение кристаллических тел. Ш. Роль деформации в торможении разрушения. Проблемы прочности, 1979, 9, 3-9.

166. Gallagner P.C.I. The Influence of Alloying, Temperatures and Related Effects on the Stacking Fault Energy. Metallurgical Transac, 1970, 1, 2429.

167. Dillamore J.L. The Stacking Fault Energy Dependence of the Mechanisms of Deformation on FCC Metals. Metallurg.Transac., 1970, 1, 2463-2470.

168. Smallman R.E., Dobson P.S. Stacking Fault Energy Measurement from Diffusion. Metal.Trans., 1970, 1, 2383-2389.

169. Whelan M.I. Phil.Mag., 1962, 24, 161-167.

170. Бриджмен П.В. Исследование больших пластических деформаций и разрыва. М.: ИЛ, 1955. - 361 с.

171. Береснев Б.Н., Верещагин Л.Ф., Рябинин Ю.Н., Лившиц

172. Л.Д. Некоторые вопросы больших пластических деформаций металлов при высоких давлениях. М.: АН СССР, I960. - 80 с.

173. Береснев Б.Н. Пластичность и прочность твердых тел при высоких давлениях. М.: Наука, 1970. - 115.

174. Бетехтин В.И., Петров А.И. Влияние гидростатического давления на долговечность твердых тел. ФТТ, 1970, 12, 2587-2591.

175. Петров А.И., Бетехтин В.И. Временные закономерности разрушения и ползучести металлов при растяжении в условиях гидростатического давления. ФММ, 1972, 34, I, 39-47.

176. Воронов Ф.Ф., Верещагин Л.Ф. Влияние гидростатического давления на упругие свойства металлов. ФММ, 1961, II, 3, 443-451.

177. Mitra S.S., Postmus С., Ferrara I.R. Pressure Dependence of Long-Wavelength Optical Phonons in ionic Crystals. Phys. Rev.Letters, 1967, 18, 455-458.

178. Пол В., Варшауэр Д. Твердые тела под высоким давлением. М.: Мир, 1966. - 250 с.

179. Бетехтин В.И., Петров А.И., Мышляев М.М., Сквирская Е.Л. Воздействие гидростатического давления на развитие разрушения и структуру алюминия. ФММ, 1973, 36, 4, 863-865.

180. Вишняков Я.Д., Мазо Д.М., Уманский Я.С. Дефекты упаковки в чистом железе и в сплавах кобальта с железом. Изв.ВУЗсв, Черная металлургия, 1963, 9, 145-147.

181. Мышляев М.М., Олевский С.С., Светлов И.Л.,Юдин A.A. Влияние фазовых превращений на ползучесть кобальта при умеренных температурах. Черноголовка: АН СССР, 1973. Препринт. 8 с.

182. Бакулин Е.А., Балабанова Л.А., Бредов М.М., Степин Е.В. Плазменные колебания валентных электронов при полиморфном превращении кобальта. ФТТ, 1973, 15, 2200-2202.

183. Зейтц Ф. Современная теория твердого тела. М.-Л.: ГИТТЛ, 1949.

184. Бакулин Е.А., Бетехтин В.И. Энергия плазмона и межатомное взаимодействие. ФТТ, 1976, 18, 3506-3508.

185. Fischer E.S., Dever D. Relation of the elastic modulusto stability of B.C.C.transition metals. Acta Metal, 1970, 18, 265-269.

186. Kunz С. Messung charakteristischer Energieverluste von Elektronen an lectroxydirierharen Metallen in Ultrahochvakuum. Z.für Phys. 1966, 196, 4, 31 1-331.

187. Самсонов Г.В. Роль образования стабильных электронных конфигураций в формировании свойств химических элементов и соединений. АН УССР. Киев: Ин.проблем материаловедения, 1965.-28с.

188. Х92. Snow Е.С., Waber J".Т. The energy bonds for the Sody centered a.face centered cubic modifications of the 3-d transition metals. Acta metal., 1969, 17, 623-630.

189. Ho I.C., Collings E.ff. The Influence of w-phase on the superconductivity of Ti-Mo Alloys Phys.Lett., 1969, 29A., 2o6-7.

190. Ardell A.J". On the calculation of melting temperatures for How-temperature phases of polymorphic metals. Acta metal., 1963, 11, 6, 591-594.

191. Инденбом БД., Орлов A.H. Долговечность материалов под нагрузкой и накопление повреждений.-ФММ, 1977, 43, 469-492.

192. Демиховская Н.Н., Куров И.Е. Ползучесть и разрушение алюминия в интервале температур (77-273) К. ФММ, 1975, 47, I, 164-170.

193. Мышляев М.М. Об изменении дислокационной структуры в процессе приготовления фольг для электронномикроскопического исследования на просвет. ФТТ, 1977, 9, 1669-1673.

194. Мышляев М.М. Ползучесть и дислокационная структура кристаллов при умеренных температурах. Препринт. Черноголовка: АН СССР, ИФТТ, 1977. 43 с.

195. Орлов А.Н., Степанов В.А., Шпейзман В.В. Ползучесть металлов. Л.: ЛПИ, 1980.

196. Владимирова Г.В., Лихачев В.А. К вопросу о величине энергии активации в процессе ползучести металлов. ФММ, 1969, 28, 731-735.

197. Dorn J.E. Creep a.Recovery. American Sociaty for Metals, Cleveland, 1957, 114.

198. Zener C., Hollomon J.N. Effect of stroin Rate Upon Plastic of Steel. J.Appl.Phys., 1944, 15, 22-32.

199. Weertman J". Creep of Indium. Lead and Some of thei:r Alloys with Various Metals. Trans.AIME, 1960, 218, 207-218.

200. Sherby 0 .D., Trozera T.A., Dorn J.E. Effect of creep stress history at high temperatures on the creep of aluminium alloys. Trans.ASTM, 1956, 56, 789-804.

201. Журков C.H., Бетехтин В.И., Петров А.И., Слуцкер А.И. Изучение разориентации блоков в металлах при ползучести. ФММ, 1964, 18, 2, 270-276.

202. Ярошевич В.Д., Рывкина Д.Г. О термоактивационном характере пластической деформации металлов. ФТТ, 1970, 12, 464-477.

203. Зегер А. Дислокации и механические свойства кристаллов. М.: ИЛ, I960, с.179.

204. Pearson W.B. Handbook of Lattice Spacings a. Structure

205. Metals a.Alloys, Pergamon Press, 4, 1958.

206. Борисова В.К., Дехтяр И.Я., Полотнюк

207. В кн.: Металлофизика. Киев: Наукова Думка, 1970, 30, 81.

208. Leamy H.J., Warlimont Н. The Elastic Behaviour of Ni-Co

209. Alloys Phys.Stat.Sol. 1970, 37, 523-534.

210. Swann P.R. Electron Microscopy a.Strngth Crystals, N.Y.1963, 151.

211. Kucera I., Million B. Self-Diffusion of Copper in Cu-Al Solid Solution Metallurg.Trans., 1970, 1, 2599-26o2.

212. Корбель А., Горчица С. Влияние энергии дефектов упаковки и температуры деформации на дислокацию структуры сплавов

213. ФММ, 1971, 31, 3, 607-611.

214. Гиндин И.А., Хоткевич В.И., Неклюдов И.М., Лебедев В.П., Бобонец И.И. Изменение дислокационной структуры и свойств никеля при разных скоростях нагружения.- ФММ, 1971, 32, I, 139-144.

215. Соколов Л.Д., Скуднов В.А., Соленов В.М. Механические свойства редких металлов. М.: Металлургия, 1972.

216. Инденбом В.Л. Физика щелочногаллоидных кристаллов. -Рига: Латв .Гос.Унив., 1962.

217. Финкель В.М. Физика разрушения. М.: Металлургия,1970. -270 с.

218. Журков С.Н., Петров В.А. О физических основах темпера-турно-временной зависимости прочности твердых тел. ДАН СССР, 1978, 239, I3I6-I3I8.

219. Шифрин К.С. Рассеяние света в мутной среде. М.-Л.: ГИТТЛ, 1951.

220. Ван де Хюлст Г. Рассеяние света малыми частицами. М.: ИЛ, 1961.

221. Слуцкер А.И., Марихин В.А. Некоторые вопросы теории рассеяния электромагнитного излучения на субмикроскопических частицах несферической формы. Оптика и спектроскопия, 1961, 10, 232-239.

222. Левин Б.Я., Бетехтин В.И., Орлов А.Н., Владимиров В.И., Петров А.И. Изучение разрушения алюминия методом измерения ^плотности. ФТТ, 1970, 12, 2660-2665.

223. Бетехтин В.И., Петров А.И., Кадомцев А.Г., Шмидт Ф. Особенности начальной стадии разрушения цинка. ФММ, 1975, 40, 828-832.

224. Bethge Н. Oberflächenstu kturen und Kristallbaufehler im electronenmikroskopischen am HaCl, 1962, 2, 775-820.

225. Бетехтин В.И., Петров А.И., Савельев В.Н. Кинетика накопления микроскопических разрывов сплошности в процессе испытания алюминия на долговечность и ползучесть. ФММ, 1974, 38, 4, 834-842.

226. Kuksenko V.S., Betechtin v.l., Buskin V.S., Slutsker A.I Necleation of submicrosoopic oracks in Stressed Solid Intern. Journ,of Fracture, 1975, 11, H 5, 829-840.

227. Бетехтин В.И., Шмидт Ф. Микроразрушение кристаляических материалов, находящихся в пластичном состоянии. В кн.: Проблемы ФТТ и материаловедения. - М.: Наука, 1976, 60-68.

228. Бетехтин В.И. Кинетика микроразрушения кристаллических тел при пластической деформации. Verformung und Bruch, V Symposium, t.II, Tech.Hochschule, Magdeburg, 1979, 230-232.

229. Рысккн B.C., Бетехтин В.И., Слуцкер А.И. Зарождение микроскопических трещин в деформированных кристаллах NaCi Изв.АН СССР, 1973, т.38, ä II, 2439-2442.

230. Бетехтин В.И., Шмидт Ф. Образование микротрещин при деформировании Nad . ФТТ, 1973, 15, 1235-1237.

231. Бетехтин В.И., Шмидт Ф., Зарипов А. Кинетика микроразрушения Nací . ФТТ, 1975, 17, 3, 871-876.

232. Serger A., Haasen Р. Density Changes of Crystals containing Dislocation. Phil.Mag. 1958, 3, 470-480.

233. Владимиров В.И., Ханнанов Ш.X. Вторичные дефекты при закалке вакансий в металлах. В кн.: Дефекты и свойства кристаллической решетки. - Киев: Наукова Думка, 1968, 3-46.

234. Schumacher D. Abschzecken von Metallen-Methoden und Er-gebniss. Z s für angewandte Phys. 1969, 265, 380-391.

235. Weertman J., Krafft J. Dislocation Dynamics, 1967, N.J.,609.

236. Инденбом В.Л. К физической теории внутренних напряжений. Автор ефер.докт.дисФТИ им .Иоффе АН СССР, Л., 1964. 29 с.

237. Бетехтин В.К., Петров А.К., Савельев В.Н. Распределение дефекта плотности по объему деформированного алюминия. ФТТ, 1973, 15, 634-636.

238. Бетехтин В.К., Владимиров В.К., Петров А.И., Кадомцев А.Г. Пластическая деформация и разрушение кристаллических тел.-Проблемы прочности, 1979, 7, 38-45; 1979, 8, 51-57.

239. Рыбин В.В., Лихачев В.А., Вергазов А.Н. Вязкое разрушение молибдена как следствие фрагмен танных структур . ФММ,1974, 37, 620-626.

240. Вергазов А.Н., Рыбин В.В. Структурные особенности образования микротрещин в молибдене. ФММ, 1978, 46, 371-384.

241. Рыбин В.В., Вергазов А.Н., Соломко Ю.В. Закономерности внутризеренного разрушения ОУК металлов. ФММ, 1978, 46, 582-596.

242. Рыбин В.В., Вергазов А.Н. Статистическое описание микротрещин, возникающих при вязком разрушении молибдена. -ФММ, 1977, 43, 858-866.

243. Alio I.A., Simov R.M. Ivlicroorack and cavities in a alloy. Engineering Fracture Mecaniecs, 1974-, 6, 223-238.

244. Iyles R.L., Wilsdorf H. G-.f. Microcrack Nucleation and Fracture in Silver Crystals. Acta Metallurg., 1975, 23, 269-277.

245. Лексовский A.M., Сакиев C.H., Шмидт Ф. Кинетика развития сквозных субмикротрещин в алюминии и цинке. ФММ, 41, 197^ 637-643.

246. Miller D.A. , Pilkington R. Observations of ".sub-micron cavities in a low alloy ferrits steel. J.Mater.Sci., 1978, 13» 2291-2292.

247. Pavlov V.A., Pecherkina N. L. Cold-rolling cavity formation in -Fe. Phys.Stat.Sol., 1977, A43, K5-KB.

248. Минц И.И., Березина Т.Г., Ходыкина Л.Е. Исследование тонкой структуры и процесса образования пор в стали ЩХ1МФ при ползучести. ФММ, 1974, 37, 822-831.

249. Горюшина М.Н., Трусов Л.П., Гутерман M .Б. О разрушении стали 12Х1МФ в условиях длительной службы. В кн.: Жаропрочность и жаростойкость металлических материалов. - М.: Наука, 1976, II8-I22.

250. Минц И.И., Березина Т.Г., Ходыкина J1.E. Накопление повреждаемости в материале в процессе высокотемпературной ползучести. Проблемы прочности, 1978, 6, 35^37.

251. Березина Т.Г., Ашихмина Л.А., Карасев В.В. Разрушение стали 12Х1МФ в области температур, близких к 0,5 ТрЛ. ФММ, 1976, 42, 6, I28I-I287.256.

252. Ашихмина А. А. Исследование залечивания микронесплошно-стей при восстановительной термической обработке длительно работающих паропроводов. Автореф.канд.дис. Челябинск: ЧПИ, 1982, 21.

253. Харитонов Н.В. Способ определения плотности микротрещин методом трансмиссионной электронной микроскопии. Проблемы прочности, 1980, 4, II8-II9.

254. Stroh A.N. Dislocation a.cracks im anisotropic elasticity. Phil.Mag., 1958, 3, 30, 625-646.

255. Рыбин В.В., Ханнанов Ш.Х. Учет реальной структуры скопления дислокаций в задаче о термоактивированном зарождении трещины. ФТТ, 1969, II, I048-I05I.

256. Блехерман М.Х. К микроскопической теории разрушения кристаллов. Авторефер.канд.дис. Л.: ФТИ, 1975, 24.

257. Владимиров В.И., Ханнанов Ш.Х. Зарождение трещины на встречных дислокационных скоплениях. Проблемы прочности, 1973, 5, 62-66.

258. Vladimirov Y.I. The Criterion for Dislocation Crack Hue-leation. Intern.J.Fracture, 1975, 11, 359-364.

259. Алтынбаев P.Г., Ханнанов Ш.Х. Развитие дислокационной микротрещины в модели Коттрелла. ФММ, 1975, 39, I3I8-I320.

260. Essmann U., Mughrabi Н. Annihilation of dislocation during tensile a.cyclic deformation and limits of dislocation densities. Phil.Mag.A., 1979, 40, 731-756.

261. Mughrabi H. Electron Microscope Observations on the Dislocation Arrangements in Deformation Copper Single Crystals in Stress Applied State. Philos.Mag. 1968, 18, 1211-1219.

262. Cotterill R.M.J. Doos dislocation density have a natural limit. Phys.Lett.A., 1977, 60A, 61-62.

263. Владимиров В.И., Жуковский И.М. Миграция ступенек на субграницах. ФТТ, 1976, 18, 846-848.

264. Владимиров В.К., Жуковский И.М. Тройные стыки и дефекты дислокационных границ. ФТТ, 1974, 16, 2, 346-349.

265. Жуковский И.М. Линейные дефекты блочных структур. Авто-рефер.канд.дис- ФТИ, Л., 1975,- 19 С.

266. Алтынбаев Р.Г., Ханнанов Ш.Х. Развитие дислокационной микротрещины в голове плоского скопления краевых дислокаций. -ФММ, 1973, 36, 1323-1324.

267. Саржан Г.Ф., Трефилов В.К., Фирстов С.А. Распространение трещин в тонких фольгах тугоплавких металлов. ФММ, 1974, 38, 76-83.

268. Розенберг В.М. Основы жаропрочности металлических материалов . М.: Металлургия, 1969. - 326 с.

269. Balluffi R.W., Seigl L. L. Effect of grain Goundaries upon pore formation and deminsional changes during diffusion. Acta Metal. 1955, 13, 170-176.

270. Mc.Lean D. Simposium on Creep and Fracture of Metals at High Temperatures. ü.M.Stationery office, London, 1956, 73-78.

271. Рожанский B.H. 0 механизме развития зародышевых трещин в кристаллах при пластической деформации. ДАН СССР, 1958, 123, 648-651.

272. Лексовский A.M. Кинетика разрушения композиционных материалов. Авторефер.докт.дис. Л.: ФТИ, 1983. - 37 с.

273. Воловец Л.Д., Златин H.A., Путачев Г.С. Кинетика разрушения полиметилметакрилата в плоской короткой волне растягивающих напряжений. В кн.: Проблемы прочности и пластичности твердых тел. Л.: Наука, 1979, 35-43.

274. Федоров Ю.А., Сысоев О.И., Зорин ЕЛ. Условие зарождения микротрещины на границе зерна. ФММ, 1976, 41, 937-940.

275. Machlin E.S. Creep-rupture by v§cancy condensation, Trans.of ASME, 1956, v.202, 106-111.

276. Иванова B.C., Гордиенко Л.К. Роль дислокаций в упрочнении и разрушении металлов. hi.: Наука, 1965.

277. Мешков Ю.Я. Модель упруго-равновесных субмикротрещин в деформированных металлах. Металлофизика, Респ.межв.сб. Киев, 1975, 62, 10-12.

278. Денисюк В.А., Драчинский А.С., Подрезов Ю.Н., Трефилов В.И. О влиянии локальных внутренних напряжений на особенности интеркристалпитного разрушения Мо в области вязко-хрупкогоперехода. Проблемы прочности, 1979, 8, 80-83.

279. Greenwood G. W. Fracture during creep Phil.Mag.Roy.Soc.1.ndon, 1978, A288, N 1350, 215-225.

280. Greenwood G.W. Fracture under creep conditions. Mater. Sci.a.Eng. 1976, 25, 241-245.

281. Gardner R.N., Pollock Т.О., Wildorf H.G.F. Crack initia, tion at dislocation cell boundaries in the ductile fracture of metals. Mater.Sci.a.Eng. 1977, 29, 169-174.

282. Wilsdorf H.G.F. In sute HEM investigation of processes leading to fracture in metals. Krist.und Techn., 1979, 14, 1265-1274.

283. Gardner R.N., Wilsdorf H. G.F. Ductile fracture initiation in pure 2Fe Met.Trans. 1980, A11, N 4, 653-669.

284. Ханнанов Ш.Х. Кинетика дислокаций и дисклинации и образование фрагментированной структуры. ФММ, 1980, 49, 715-721.

285. Иоффе А.Ф. Физика кристаллов. М.-Л.: ГИЗ, 1929.- 192с.

286. Вит Р. Континуальная теория дисклинаций. М.: Мир, 1977.

287. Лихачев В.А., Хайров Р.Ю. Введение в теорию дисклинаций. Л.: ЛГУ, 1975.

288. Бетехтин В.И., Владимиров В.И., Иванов С.А., Мальчужен-ко К.В. Болыпеугловая и маяоугловая разориентация при ползучести монокристаллов. ФТТ, 1982, 24, 843-848.

289. Бетехтин В.К., Владимиров В.К., Иванов С.А., Мальчужен-ко К.В., Кадомцев А.Г. Фрагментарная и блочная разориентация в кристаллах. В кн.: Дисклинации. Л.: ЛШФ, 1983, 34-42.

290. Рыбин В.В., Зисман A.A., Жуковский И.М. Образование микротреищн в условиях развитой пластической деформации. Проблемы прочности, 1982, $ 12, 10-15.

291. Журков С.Н. К вопросу о физической основе прочности. -ФТТ, 1980, 22, 3344-3349.

292. Клявик О.В., Смирнов Б.И. Изучение ширины рентгеновских линий алюминия, деформированного при 4,2°С. ФТТ, 1961, 3, 1335-1337.

293. Kelly A., Roberts W. Acta Crystal., 1955, 3, 96-103.

294. Кардонский В .М., Перкас М .Д. Изучение тонкой структуры деформированного никеля. ФММ, I960 , 9, I, III-II5.

295. Бетехтин В.И., Шмидт Ф., Альбрехт Р. Микроразрушение кристаллов, находящихся в сравнительно хрупком состоянии. Вкн.: Проблемы ФТТ и материаловедения. М.: Наука, 1976, 56-60.

296. Albrecht R., Schmidt V., Betechtiii V. The Damage Process

297. Preceding Semi-Brittle Fracture in Dependence on Deformation. Phys.Stat.Sol. (a), 1 977, v.40, 147-152; 39, 621-630.

298. Schmidt Y., Betechtin Y., Albrecht R. MikroriBbildung und Wachstum in halbspröden Materialien Wissenschaftliche Beriohte, 1979, Lening., N 1?, 63-69.

299. Добровинская S.P., Цигельницкий Г.M., Пишак B.B. 0 дефектном приповерхностном слое монокристаллов молибдена большой площади. ФШ, 1975, 39, 649-654.

300. Бетехтин В.И., Иванов С.А., Мальчуженко К.В. Разориен-тация блоков в приповерхностных слоях деформированных монокристаллов. ФТТ, 1978, 20, 3575-3579.

301. Кеннеди А.Д. Ползучесть и усталость в металлах. М.: Металлургия, 1965.

302. Розенберг В.М. Основы жаропрочности металлических материалов. -М.: Металлургия, 1973.

303. Розенберг В.М., Шалимова A.B., Зверева Т.С. Образованиепор при ползучести. ФШ, 1966, 22, '438-444.

304. Needham N. G., Gladman T. Nucleation a. growth of creepcavities in a Type 34-7 Steel, Metal.Sei., 19BO, 14, 64-72.

305. Куманин В.И., Школьникова Б.Э., Апухтина К.К. 0 двух стадиях накопления повреждений в жаропрочных материалах. Металловед. и терм.обр.металлов, 1977, .të II, 20-23.

306. Куманин В.И., Алексеев C.B. Механизмы зарождения и роста пор в металлах и сплавах при ползучести. В кн.: Диффузия, фазовые превращения и термообр.металлов и сплавов. M., 1980, 90-102.

307. Куманин В.И. Природа долговечности теплоустойчивых сталей в условиях ползучести. Авторефер.докт.дис. М.: ЦНИИЗМАШ, 1982. - 46 с.

308. О1*107" A.N., Petrov V.A., Yladimirov 7.1. A kinetic Approach to fracture of solids. Phys.Stat.Sol.(a), 1970, 42, 197-205; 1972, 47, 293-299.

309. Владимиров В.И., Ханнанов Ш.Х. Пластический механизм роста трещин. ФММ, 1970, 30, 1270-1274.- OOl

310. Петров В.А. Макроскопические проявления статистики тепловых разрушающих фяуктуаций, 1978, Препринт ФТИ им.Иоффе, Л. 40 с.

311. Tetelman A.S., Mo Evily A.J. Fracture of structural Materials, 1967, N.J.

312. Владимиров В.И., Приемский H.Д. Трещины разрыва: первичные моды распространения, 1982. Л.: Препринт ФТИ им.Иоффе. - 21 с.

313. Садовников Б.В. Дислокационный механизм деформации и разрушения при поперечной прокатке. Авторефер.канд.дис.- Л.: ЛПИ, 1972. - 21 с.

314. Шикунин О.И. Исследование горячей упрочняющей прокатки лопаточных профилей из хромистых мартенситных сталей. Авторефер. канд.дис. Л.: ЛПИ, 1976. - 23 с.

315. Сеньков О.Н. Исследование закономерностей и.природы высокопластического поведения алюминия. Авторефер.канд.дис.

316. ИФТТ, 1981. Черноголовка. 18 с.

317. Speight M.W. , Beere W. Vacancy Potential and void growthon grain boundary, bietall Science Jörn., 1976, v.10, If 5, 170-174.

318. Никитенко В.И. Подвшшость дислокаций в потенциальном рельефе Гайерлса. В кн.: Динамика дислокаций. - Киев: Наукова Думка, 1975, с.7-26.

319. Krammer I.R. Fundament phenomena Mater.Sei., v.3- Plenum Press. N.Y., 1966.

320. Костецкий Б.И., Шевеля B.B. Развитие дислокационной структуры в поверхностных слоях металлов при некоторых видах нагружения. ДАН СССР, 1967, 176, 70-72.

321. Иванова B.C., Орлов Л.Г., Терентьев В.Ф., Лойда В.Г. Особенности развития дислокационной структуры при статическом ициклическом нагружении малоуглеродистой стали. ФММ, 1972, 33, 627-633.

322. Алехин В .П., Гусев О .В., Шоршоров М .X. К вопросу об аномальной пластичности приповерхностных слоев полупроводниковых металлов. ДАН СССР, 1969, 188, ^ 3, 548-551.

323. Алехин В.П., Алиев Г.Г., Шоршоров М.Х. Образование градиента плотности дислокаций в поверхностных слоях кристаллов кремния на начальной стадии деформации. Физика и химия обработки металлов, 1971, Je 3, 143-146.

324. Алехин В.П. Физические закономерности микропластической деформации и разрушения поверхностных слоев твердого тела. Авто-рефер.дас. доктора ф.-м.наук. Киев: ИПМ, 1978. - 49 с.

325. Баранов Ю.В., Костюкова Е.П., Махмутов И.М. Исследование влияния поверхностных слоев монокристалла вольфрама в процесс се статического деформирования на их механические свойства.

326. Проблемы прочности, 1978, № 4, II0-II4.

327. Dequette D. The role of free surface in the deformationof metals single crystals. Scrip.Met. 1969, 3, N 7, 513-516.

328. Fourie J., Dent N The soft surface effect in deformed -phase Cu 5,8 at £ Al. Aota metel. 1972, 20, N 11, 1291-1296.

329. Большаков B.H., Орлов JI.Г. Электронномикроскопическое исследование дислокационной структуры внутренних и поверхностных слоев деформированного монокристалла кремнистого железа. ФТТ, 1970, 12, 3, 745-749.

330. Pangborn R.N., Weismann S., Krammer I.R. Work hardening it the sorface layer and in the bulk during fatigue. Sci.Metal. 1978, 12, N 2, 129-131.

331. Шенцов B.M., Коновалов В.А., Голубев В.А., Готлиб Б.М. В кн.: Физика металлов и их соединений, 1974, в.1, Свердловск, 127-132.

332. Hahn H .N., Daquette D.R. The effect of surface dissolution on fatique deformation and crack nucleation in copper and copper 8$ A1 single crystals. Acta metal., 1978, 26, N 2, 279-287.

333. Himstedt N., NeuhSuser H ., Surface effect on slip "line structure of copper crystals. Scr.metal., 1972, 6, N 12, 1151-1156.

334. Finney J., Laird G., Veaur R. Bulk or surface control of cyclic hardening. Mater.Sci.and Eng. 1976, 24, N 1, 19-29.

335. Krammer I.R., Taylor D. Comments on the paper:nBulk or surface control of cyclic hardening" Ъу Finney J. and Mater.Sci. and Eng. 1976, 24, 1, 153-158.

336. Бетехтин В.И., Владимиров В.И., Кадомцев А.Г., Иванов С.А., Мальчуженко К.В. Ротационная деформация при ползучести и разрушении кристаллов. В кн.: Дисклинации. - Л.: ФТИ им.А.Ф. Иоффе АН СССР, 1982, 70-8 3.

337. Romanov А.Е., Vladimirov 7.1. Straight Disclinations hear a Free Surface. Phys.Stat.Sol.(a), 1981 , 63; 109-118.

338. Миркин И.Л., Залетаева Р.П., Голеныпина Л.Г. О процессеразрушения аустенитных сталей при ползучести.-ФММ,1974,37,375-382.

339. Cane B.J. Interrelation beetween creep deformation a creep rupture in Cr-Mo Steel. Metal.Sci., 1979, 13, 287-294.

340. Бетехтин В.И., Петров А.И., Савельев В.Н., Добровольская И.П. Отжиг нарушений сплошности в деформированном алюминии.- ФММ, 1972, 34, 6, I3I9-I32I.

341. Бетехтин В.И., Владимиров В.И., Петров А.И., Садовников Б.В. Обратимый характер начальной стадии разрушения металлов. -В кн.: Металлофизика. Изд.: Наукова Думка, Киев, 1975, JS 61, 59-63.

342. Дамаск А., Дине Дж. Точечные дефекты в металлах. М.: Мир, 1966.

343. Лифшиц И.М., Слезов В.В. О кинетике диффузионного распада пересыщенных твердых растворов. ЖЭТФ, 1958, 35, 479.

344. Гарбер Р.И., Коган B.C., Поляков Л.М. Рост и растворение пор в кристаллах. ЖЭТФ, 1958, 35, 1364-1368.

345. Гегузин Я.Е., Парицкая Л.Н. О диффузионной коалесцен-ции пор в кристаллических телах с сеткой границ. Порошковая металлургия, 1962, 5, 20-25.

346. Пинес Б.Я., Кузнецова Р.И. Изменение субмикропористос-ти в электролитических пленках Fe после отжига под нагрузкой.-ФТТ, 1962, 4, 1247-1252.

347. Пинес Б.Я., Сиренко А.Ф. К вопросу об условиях процесса разрушения металлов под нагрузкой. ДАН СССР, I960, 131, 6, 1312.

348. Davies P.W., Dennison J.P., Evans H.E. The Kinetics of the Recovery of Creep Properties during Annealing of Nimonie 80A after Creep at 750°C. J.Inst.?et., 1967, 95, 231-234.

349. Сиренко А.Ф. Субструктурные изменения и кавитационные эффекты при высокотемпературной деформации металлов и сплавов.-ФММ, 1971, 31, 613-619.

350. Evans A.G., Charles Е.А. Strengh recovery Ъу diffusive crack healing. Acta met., 1977, 25, 919-927.

351. Баранов А.В., Власов H.M., Колесов B.C. Упруго-диффузионное взаимодействие близко расположенных пор. ФММ, 1977, 43, II33-II39.

352. Кршнтал М.А., Эпштейн Л.Е. Физические особенности зарождения и роста трещин. Металловедение и термообработка, 1980, I, 10-15.

353. Hasiguti R.R. Lattice Defects and Their Interaction,

354. N. J.-London-Par., 1967, 201-231.

355. Криштал M.A., Выбойцик M.A., Судник В.А. Диффузионная подвижность примесных атомов по дислокациям в алюминии. ФММ, 1973, 36, II03-III0.

356. Бетехтин В .И., Петров А .И., Кадомцев А .Г. Влияние исходной микропористоети на долговечность. ФММ, 1975, 40, 4, 891-892.

357. Хирш П. Распределение дислокаций и механизмы упрочнения в металлах. Структура и механические свойства металлов. -М.: Металлургия, 1967, 42-74.

358. Владимиров В.И., Карпинский Д.Н. Теория вязкого роста трещины в массивном образце, содержащем крупные неоднородности.- ФММ, 1975, 40, 4, 704-713.

359. Красовский А.Я. Локальная пластическая деформация ввершине трещины и хрупкое разрушение металлов. Авторефер.дисд-ра ф.-м.наук, Киев, 1973. 48 с.

360. Орлов А.Н. Длительная прочность и стационарная ползучесть поликристаллических тел. ФТТ, 1961, 3, 500-504.

361. Бетехтин В.И., Владимиров В.И., Петров А.И., Садовников Б.В. Обратимый характер начальной стадии разрушения в металлах. В кн.: Металлофизика. Киев: Наукова Думка, 1975, 61, 59-63.

362. Betechtin Y.I., Vladimirov V.l., Petrov A.I., Kadom-tsev A. G- . Reversibility of the First Stage of Fracture in Metals. Phys.Stat.Sol.(a), 1976, v.34, 73-78.

363. Френкель Я.И. Вязкое течение в кристаллических телах.- ЖЭТФ, 1946, 16, I, 39-53.

364. Пинес Б.Я. О спекании в твердой фазе. ЖТФ, 1946, 16, 6, 735-743.

365. Гегузин Я.Е., Лифшиц И.М. О механизме и кинетике "залечивания" изолированной поры в кристаллическом теле. ФТТ, 1962, 4, 5, 1326-1334.

366. Гарбер Р.И., Коган B.C., Поляков Л.М. Коагуляция пор по-лигонизированной каменной соли. ФТТ, 1957, 4, I, 89-93.

367. Власов Н.М., Колесов B.C. Влияние поверхности кристалла на диффузионную миграцию пор. ФММ, 1975, 39- 263-267.

368. Davies P.W. The effect of annealing on cavitation duxLig creep.Jornk.Ann, 1971, 155, 7, 333-338.

369. Слезов B.B. Теория дислокационного механизма роста и залечивания пор и трещин под нагрузкой. ФТТ, 1974, 16, 3, 785-794.

370. Бетехтин В.И., Кадомцев А.Г., Петров А.И. Особенности микроразрушения в области малых напряжений и повышенных температур. ФММ, 1978, 46, 6, I32I-I324.

371. Бетехтин В.И., Кадомцев А.Г., Петров А.И. Особенности микроразрушения металлов при высокотемпературной ползучести. -Металловедение и терм.обработка, 1980, 12, 24-26.

372. Иванова B.C., Воробьев H.A. О возможности залечивания поврежденного металла путем восстановительной термообработки. -Теплоэнергетика, 1967, 9, 17-19.

373. Рыбакова Ю.А., Юдин A.A. О восстановлении долговечности образцов, растянутых в условиях ползучести, после промежуточного отжига. ФММ, 1969, 28, 4, 747.

374. Dennison J. p., wilshire B. Mechanisms of improving creep rupture lives be re-heat-treatments. Adv.R.Strenth a.Fract.Mat. 4th Int.Conf.Fract.Waterloo, 1977, New-Jork, 1978, 635-639.

375. Ашихмина Л.А., Березина Т.Г., Штейнберг M.M. Особенности процесса залечивания микропор, образовавшихся при ползучести. -ФШ, 1980, 49, 4, 350-357.

376. Гегузин Я.Е., До Бан Хай, Когановский Ю.С., Порицкий Л.К 0 возможном влиянии- потока вакансий направленного к поверхности на кинетику сглаживания макроскопического рельефа. ФММ, 1973, 36, 3, 541-545.

377. Давиденков Н.Н., Васильев Б.Н. Влияние промежутошгого отпуска на предел усталости. Б кн.: 70-е А.Ф.Иоффе, АН СССР, М., 1950, 318-330.

378. Dolan Т. Basic Concepts of Fatique Damage in Metals Fatique ASM, 1954, 1-35.

379. Yokobori F. Fatique Damage of Carbon Steel ASTM Bulletin,1958, 234, 278-280.

380. Harries D., Smith G., Fatique Damage a.Crack Formation in Pure Aluminium. J. Inst.of Metals, 1959, 4, 88-92.

381. Moden G., Smith G., Change Occuring in the Surfaces of Mild Steel Speciments during Fatique Stressing. J.Iron a.Steel Inst., 1960, 194, 459-463.

382. Гликман Л.А., Тэхт В.П. Влияние промежуточного нагрева в процессе уставания стали на ее долговечность.

383. Виргильев Ю.С., Макарченко В.Г., Шуршиков Т.Н. Исследование восстановления модуля упругости облученных материалов при термическом отжиге. ФХ0М, 1983, I, 104-108.

384. Бетехтин В.И., Владимиров В.И. Приповерхностные микротрещины и ползучесть металлов. В кн.: Деформация и разрушение теплостойких сталей. - М.: ЩШ1, 1981, 15-18.