Масштабные уровни деформации в поверхностных слоях нагруженных твердых тел и тонких пленках тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Панин Алексей Викторович

МАСШТАБНЫЕ УРОВНИ ДЕФОРМАЦИИ В ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЯХ НАГРУЖЕННЫХ ТВЕРДЫХ ТЕЛ И ТОНКИХ ПЛЕНКАХ

01.04.07 — Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Томск - 2006

Работа выполнена в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Тюменцев А.Н.

доктор технических наук, профессор Терентьев В.Ф.

доктор физико-математических наук, Бондарь М.П.

Ведущая организация: Московский Инженерно - Физический Институт

(Государственный университет), г. Москва

Защита состоится " 16 " февраля 2006 г. в 1430 часов на заседании диссертационного совета Д212.267.07 при Томском государственном университете по адресу: 634050, г. Томск, пр. Ленина, 36.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Томского государственного университета.

Автореферат разослан " 13 " января 2006 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор физико-математических наук,

старший научный сотрудник И.В. Ивонин

г 3

\ ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы

Более 20 лет назад была сформулирована концепция структурных уровней деформации твердых тел, которая стала рассматриваться как новая парадигма на стыке физики и механики деформируемого твердого тела. Структурные уровни деформации относятся к мезомасштабным уровням. Методология их иерархического самосогласования качественно отличается от одноуровневого подхода механики сплошной среды и теории дислокаций. Новый подход дал возможность вскрыть общие закономерности поведения деформируемых твердых тел как иерархических систем, позволил использовать синергетические принципы при объяснении явлений самосогласования пластического течения на различных структурных уровнях. Это привело к необходимости построения многоуровневой механики деформируемого твердого тела, которая получила название "физической мезомеханики" [1,2].

Согласно принципам физической мезомеханики [3], пластическое формоизменение нагруженного твердого тела осуществляется путем локальных структурных превращений, зарождающихся в зонах концентраторов внутренних напряжений и распространяющихся в полях их градиентов. Для поддержания квазиоднородного пластического течения вплоть до разрушения необходимо непрерывно создавать в объеме образца концентраторы напряжений различного масштаба. Центральную роль в создании таких распределенных концентраторов напряжений в нагруженном образце играют поверхностные слои и внутренние грщшцы раздела. Они являются сугубо нелинейными системами, и описание их поведения требует новых подходов в традиционной теории дислокаций, в основе которой лежит трансляционная инвариантность равновесной кристаллической решетки.

Первыми классическими исследованиями влияния поверхностных слоев твердых тел на их механические свойства являются широко известные работы акад. А.Ф. Иоффе, выполненные в двадцатых годах прошлого столетия, К настоящему времени накоплен большой объем экспериментальных данных, касающихся влияния состояния поверхности на физико-механические свойства металлических материалов. Обзору этих исследований посвящены работы [4-9 и др.]. Было показано, что поверхностный слой, будучи ослабленным по своей природе, вовлекается в процесс пластического течения раньше, чем объем материала. В результате поверхностный слой испытывает более высокие степени деформации, чем в среднем по образцу. Однако единого мнения о механизме влияния поверхностного слоя на макромеханические характеристики материала до сих пор нет. С одной стороны, с более высокой плотностью дислокаций в поверхностном слое связывается усиление его. барьерной роли для выхода дислокаций на поверхность. Подобный барьерный слой должен оказывать существенное влияние на предел текучести, характер кривой "напряжение -деформация" и различные стадии деформационного упрочнения (коэффициент деформационного упрочнения и длительность отдельных стадий) и, следовательно, на прочность и пластичность материала. Глубина такого приповерхностного слоя варьируется у разных исследователей от среднего размера зерна [8] до 60... 100 мкм [4]. С другой стороны, сопряжение более деформированного

поверхностного слоя с основным объемом материала приводит к гофрированию поверхностного слоя [3]. В складках поверхностного слоя локализуется сильно выраженная кривизна кристаллической решетки, обусловливающая возникновение концентраторов напряжений различного масштаба. Поэтому поверхностный слой в нагруженном твердом теле подобен "насосу", который непрерывно закачивает деформационные дефекты в объем материала. Это существенно влияет на стадийность кривой "напряжение - деформация", общий уровень пластичности и прочности материала. С позиций физической мезомеханики роль поверхностного слоя в механическом поведении нагруженных образцов должна рассматриваться на основе многоуровневого подхода в рамках схемы самосогласованного поведения "поверхностный слой - подложка (основной объем материала)".

Учитывая, что на дислокационном (микромасштабном) уровне механизм влияния поверхностного слоя на макромеханические характеристики материала достаточно хорошо изучен, в представленной работе большое внимание уделено исследованию данной проблемы на мезо- и макромасштабных уровнях. В этом плане автономный характер пластического течения поверхностного слоя в рамках концепции деформируемого твердого тела как многоуровневой системы наиболее наглядно проявляется в наноструктурных материалах. Создание неравновесной высокодефектной субструктуры блокирует дислокационную деформацию на микромасштабном уровне, так как необходимые для этого микроконцентраторы напряжений эффективно релаксируют в сдвигонеустойчивой прослойке дефектной фазы. В результате в процесс деформации таких материалов включаются механизмы более высокого масштабного уровня, и значительный вклад вносит распространение в поверхностных слоях мезо- и макрополос локализованной деформации. В этих условиях легче выявить самосогласованное поведение поверхностных слоев, вскрыть механизм подобного самосогласования и предложить относительно простую физическую модель пластической деформации двухуровневой системы "поверхностный слой - подложка (основной объем материала)".

Настоящая работа посвящена изучению масштабных уровней деформации поверхностных слоев материалов, имеющих наноструктуру во всем объеме или только в поверхностных слоях, а также напыленных тонких пленок, в полях внешних воздействий. Актуальность представляемой работы дополнительно усиливается востребованностью подобных исследований для многочисленных приложений: наноструктурирование как новый перспективный метод упрочнения, управление макромеханическими характеристиками материалов через изменение состояния их поверхностных слоев, деградация тонких пленок и многослойных материалов во внешних полях и др.

Цепь работы

Установить основные закономерности пластического течения в поверхностных слоях нагруженных твердых тел и его влияния на развитие деформации в объеме материала; основное внимание уделить изучению материалов в наноструктурном состоянии (во всем объеме или только в поверхностных слоях) и напыленных тонких пленок, в которых пластическая деформация преимущественно развивается на мезо- и макромасштабных уровнях.

В соответствии с целью работы были поставлены следующие задачи:

- исследовать характер пластической деформации и разрушения простейшей двухуровневой системы "наноструктурные тонкие пленки на подложках" при различных видах нагружения, вскрыть роль границы раздела "пленка -подложка";

- изучить основные закономерности распространения полос локализованной пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях в образцах технического титана ВТ 1-0, армко - железа, малоуглеродистой стали Ст 3 и ферритно-мартенситной стали 16Х12В2ФТаР, имеющих нано- (субмикро-) кристаллическую структуру в тонком поверхностном слое или во всем объеме материала;

- установить взаимосвязь локализации деформации в поверхностном слое на мезо- и макромасштабном уровнях со стадийностью кривых "напряжение -деформация";

- путем последовательного термического отжига при постепенно повышающихся температурах выявить корреляцию между нано- и субмикрокристаллической структурой и характером локализации пластической деформации на различных масштабных уровнях;

- за счет наводороживания тонкого поверхностного слоя продемонстрировать влияние состояния поверхности на характер пластической деформации и механические свойства образцов титана ВТ 1-0, находящегося в различных структурных состояниях;

- в рамках многоуровневого подхода построить физическую модель, описывающую развитие пластической деформации в поверхностных слоях нагруженных твердых тел в условиях несовместности деформации поверхностного слоя и основного объема материала.

На защиту выносятся следующие положения-.

1. Поверхностный слой любого твердого тела является важной функциональной подсистемой, отклик которой на внешние воздействия различной природы (механические, тепловые и т.д.) существенно отличен от поведения основного объема материала. При механическом нагружении твердого тела как многоуровневой системы поверхностный слой является ведущим мезоскопическим структурным уровнем пластической деформации, существенно влияющим на развитие пластического течения в объеме материала.

2. Механическое поведение наноструктурных материалов особенно сильно зависит от состояния их поверхностных слоев. Это связано с интенсивным развитием механизмов деформации мезо- и макромасштабных уровней: самосогласованные некристаллографические мезо- и макрополосы, ориентированные по сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений, двойные спирали мезополос. Соотношение вкладов сдвигов различных масштабных уровней определяет механическое поведение наноструктурных материалов.

3. На интерфейсе "неравновесный высокодефектный поверхностный слой —

основной объем материала" или "напыленная тонкая пленка - подложка" возникает "шахматный" характер распределения напряженно-деформированного состояния. Он определяет специфические механизмы деформации поверхностного слоя наноструктурных материалов на мезо- и макромасштабных уровнях.

4. Обнаружен новый механизм деформации на мезомасштабном уровне в наноструктурированных поверхностных слоях твердых тел и тонких пленках -развитие локализованного пластического течения в виде двойных спиралей. В его основе лежит мезомеханика многоуровневого взаимодействия в подсистеме "неравновесный высокодефектный поверхностный слой — его интерфейс с подложкой", имеющий "шахматную" структуру распределения напряженно — деформированного состояния.

5. Возникающая перед разрушением материала макролокализация пластического течения развивается как самостоятельная стадия. Ведущим механизмом деформации на этой стадии является формирование и самосогласованное развитие двух макрополос локализованной деформации, ориентированных вдоль направлений максимальных касательных напряжений по схеме креста или диполя. Нарушение этого самосогласования вызывает распространение трещины как поворотной моды деформации и разрушение материала.

6. Введение в процессе электролитического наводороживания малой концентрации водорода в поверхностный слой технического титана ВТ1-0 обусловливает его пластифицирование при одновременном повышении его пределов текучести и прочности. Формирование интерфейса "тонкий наводороженный поверхностный слой — основной объем материала" вызывает интенсивное развитие мезополос локализованной деформации в виде двойных спиралей, что задерживает развитие макролокализации деформации в образце и его разрушение. Растрескивание в процессе растяжения тонкого наводороженного слоя сопровождается снижением макромеханических характеристик образца и его пластичности.

7. Полосовая фрагменгированная структура является эффективным барьером для развития сдвиговой деформации на микро-, мезо- и макромасштабных уровнях. В конструкционных материалах наноструктурированный поверхностный слой в сочетании с полосовой структурой в тонком поверхностном подслое позволяет одновременно увеличить их прочность и пластичность.

Научная новизна. Развито новое научное направление в описании деформируемого твердого тела как многоуровневой системы, в Которой поверхностные слои являются самостоятельным мезоскопическим структурным уровнем деформации. В них развиваются нелинейные волновые процессы пластического течения, существенно влияющие на характер деформации и разрушения всего объема материала. На этой основе разработан принципиально новый метод упрочнения материалов путем создания в них наноструктурных поверхностных слоев с барьерным подслоем. Он обеспечивает повышение прочности материала с одновременным увеличением его пластичности.

Научная и практическая значимость

• Показано, что высокая прочность и низкая пластичность наноструктурных материалов обусловлены подавлением в них кристаллографических сдвигов на микроуровне и интенсивным развитием мезо- и макрополос локализованной пластической деформации. Последующий термический отжиг уменьшает локализацию деформации на. мезо- и макромасштабных уровнях, обусловливая более , однородное вовлечение в одновременное пластическое течение большего объема материала. Это увеличивает как прочность, так и пластичность материала.

• Установлено, что полосовая фрагментированная наноструктура во всем объеме материала или только в его поверхностных слоях способствует развитию макрополос локализованной пластической деформации, самосогласованных по схеме диполя, креста или продольной зигзагообразной волны полного внутреннего отражения. С инженерной точки зрения макролокализация пластического течения всегда очень опасна.

• На основе многоуровнего подхода разработан принципиально новый метод упрочнения конструкционных материалов путем создания в них наноструктурных поверхностных слоев с барьерным подслоем. Он позволяет повышать прочность материала с одновременным увеличением его пластичности.

• Показано, что шероховатость поверхностей тонких пленок демонстрирует скейлинговое поведение, что позволяет описывать их как самоаффинные фракталы. Разработан метод аттестации шероховатости поверхностей тонких плепок, основанный на вычислении фрактальной размерности изображений, получаемых с помощью сканирующей туннельной и атомно-силовой микроскопии.

Апробация работы " ■■•-■•

Основные результаты работы докладывались и обсуждались на следующих международных конференциях:

"Third International Conference for Mesomechanics "MESOMECHANICS 2000"" (Xi'an, China), "Korea-Russia International Symposium on Science and Technology (Ulsan, Republic of Korea, 2000, 2003, Томск, 2Ó01, 2004); EUROMECH COLLOQUIUM 418 "FRACTURE ASPECTS IN MANUFACTURING" (Москва, 2000), International Workshop "Mesomechanics: Foundations and Applications" (Томск 2001, 2003), XVII Межреспубликанская конференция "Численные методы решения задач теории упругости и пластичности" (Новосибирск 2001), Междисциплинарный симпозиум "Фракталы и прикладная синергетика" (Москва 2001), Международный симпозиум "Тонкие пленки в оптике и электронике" (Харьков, Украина, 2002, 2003), International Conference "Nanomaterials by Severe Plastic Deformation — NANOSPD2" (Vieena, Austria, 2002), 4th International Conference on New Challenges in Mesomechanics "MESOMECHANICS 2002" (Aalborg, Denmark), "7th АРАМ topical seminar "Multilayered Structures and Coatings"" (Guangzhou, China, 2002), Международная

научно-техническая конференция "Тонкие пленки и слоистые структуры - 2002" (Москва), "The International Symposium "Chemical Vapor Deposition XVI and EUROCVD 14"" (Paris, France, 2003); VI Всероссийская (международная) конференция "ФИЗИКОХИМИЯ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ (НАНО-) СИСТЕМ" (Томск 2003), X АРАМ topical seminar and III Conference "Materials of Siberia" "Nanoscience and Technology" (Новосибирск, 2003), "International Workshop "Mesomcchanics: Foundations and Applications*2003"" (Tokyo, Japan), Международная конференция "СОВРЕМЕННЫЕ ПРОБЛЕМЫ ФИЗИКИ И ВЫСОКИЕ ТЕХНОЛОГИИ" (Томск, 2003), Второй международный семинар "Взаимодействие изотопов водорода с конструкционными материалами. IHISM-04" (Саров, 2004), "The Sixth International Conference for Mesomechanics "MULTISCALING IN APPLIED SCIENCE AND EMERGING TECHNOLOGY" (Греция, 2004), "Международная конференция по физической' мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов (Томск, 2004), 1 Ith АРАМ seminar "The Progresses in Functional Materials" (Ningbo, China, 2004), Научно-практическая конференция материаловедческих обществ России "Создание материалов с заданными свойствами: методология и моделирование" (Звенигород, 2004), 11th International conference on fracture (Turin, Italy, 2005), II Всероссийская научная конференция "Материалы ядерной техники" (Туапсе, 2005).

Публикации. Основное содержание диссертации изложено в 47 работах, опубликованных в рецензируемых отечественных и зарубежных журналах, а также трудах международных конференций. Перечень публикаций приведен в конце авгореферета.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения и списка литературы. Общий объем работы составляет 311 страниц, включая 186 рисунков, 7 таблиц, библиографический список содержит 303 наименования.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснованы актуальность темы и выбор объектов исследований. Приведен обзор последних достижений в изучении исследования механического поведения нано- и субмикрокристаллических материалов и тонких пленок. Рассмотрена проблема водородной обработки титановых сплавов. Сформулированы цель и задачи, научная и практическая значимость работы; изложены основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе представлены материалы исследований: а) тонкие пленки 77, Си, Ag, Pd, Ли; б) объемные материалы: технически чистое армко - железо, технически чистый титан марки ВТ1-0, малоуглеродистая сталь СгЗ и ферритно-мартенситная сталь 16Х12В2ФТаР; в) описаны методы создания в них нано- (субмикро-) кристаллического состояния.

Тонкие наноструктурные пленки осаждали методами термического и магнетронного напыления на подложки SiOJSi и полипропилена.

Субмикрокристаллическую' структуру во всем объеме образцов титана ВТ1-0 и армко - железа получали интенсивной пластической деформацией путем равноканального углового прессования. Для формирования субмикрокристаллической структуры в тонком поверхностном слое пластины технического титана ВТ1-0, армко - железа, малоуглеродистой стали Ст 3 и стали 16Х12В2ФТаР подвергали ультразвуковой обработке. При этом исходное состояние материала соответствовало условиям, обеспечивающим деформацию поверхностного слоя на мезомасштабном уровне.

Подробно изложены методы статических испытаний, исследования содержания водорода, морфологии поверхности ■ и внутренней структуры нагруженных образцов. Особое внимание уделено исследованию механических характеристик тонких пленок. . .

• С целью корректного определения твердости тонких металлических пленок в работе проведено сравнение точности и достоверности различных методов анализа данных наноиидентирования. Твердость пленок определяли с использованием методов Оливера-Фарра, работы индентирования, а также путем непосредственного измерения площади отпечатка индентора с помощью атомно-силоврй микроскопии (АСМ). Для исключения влияния подложки на измеренные значения твердости применяли методику определения истинной твердости пленок. На примере тонких пленок Ag на подложке Si показано, что в случае высокой шероховатости поверхности пленок' возможно использование нагрузки, при которой глубина проникновения индентора превышает 10% от толщины пленки. При этом применение метода Оливера — Фарра в сочетании с вычислением истинной твердости позволяет корректно определить механические характеристики тонких пленок на подложке.

Эволюцию деформационного рельефа поверхности образцов при различных степенях деформации изучали с помощью оптической, просвечивающей и растровой электронной, сканирующей туннельной и атомно-силовой микроскопии. Количественную аттестацию пластической деформации объемных материалов проводили путем анализа полей векторов смещений, получаемых оптико-телевизионным измерительным комплексом TOMSC высокого разрешения с помощью компьютерной обработки оптических изображений, а также путем анализа распределения главного пластического сдвига.

Для количественного описания рельефа поверхности тонких пленок использовали среднеквадратичную шероховатость и фрактальную размерность. Показано, что шероховатость: поверхностей тонких пленок демонстрирует скейлинговое поведение, что позволяет описывать их как самоаффинные фракталы. Создана методика определения граничных масштабов, в пределах которых существует статистическая самоаффинность поверхностей тонких наноструктурных пленок. Разработан метод аттестации шероховатости поверхностей тонких пленок, основанный на вычислении фрактальной размерности изображений, получаемых с помощью сканирующей туннельной (СТМ) и атомно-силовой микроскопии.

Поскольку точность определения величины фрактальной размерности в значительной мере зависит от метода проведения фрактального анализа и параметров АСМ-изображений, то в работе было проведено сравнение различных методов вычисления фрактальной размерности. Тестирование на модельных самоаффинных броуновских поверхностях показало, что метод триангуляции поверхности позволяет

с высокой точностью оценить величину фрактальной размерности. Установлено, что для получения достоверного значения фрактальной размерности изображений, полученных с помощью сканирующей туннельной или атомно-силовой микроскопии, необходимо производить изменение масштаба так, чтобы размер АСМ-изображения вдоль оси г был сравним с его размерами в плоскости поверхности.

Разработанный алгоритм применен для численного описания шероховатости поверхностей тонких пленок оксида кремния. Обнаружена зависимость величины фрактальной размерности данных пленок от количества точек в АСМ-изображении. Показано, что в отличие от перепада высоты и среднеквадратичной шероховатости, фрактальная размерность демонстрирует хорошую корреляцию с морфологией поверхностей тонких пленок 5Ю2 на различных масштабных уровнях. Таким образом, применение фрактального анализа в сочетании с использованием атомно-силовой микроскопии может явиться оптимальным методом контроля состояния поверхностей тонких пленок.

Во второй главе представлены результаты исследования характера пластической деформации и разрушения тонких нанокристаллических пленок при термическом отжиге и одноосном растяжении. Интерпретация полученных результатов проведена на основе многоуровневой модели деформируемого твердого тела, позволяющей корректно описать развитие пластической деформации материалов на различных масштабных уровнях.

Обоснование "шахматной" структуры распределения напряжений и деформаций на границе раздела "пленка - подложка"

Различие коэффициентов термического расширения пленки и подложки обусловливает несовместность их деформаций в процессе термического воздействия (нагружения). Например, в тонких пленках Си развиваются биаксиальные напряжения, величина которых составляет -420 МПа при температуре 200 °С и ~1140 МПа при Т= 500 °С. Поскольку предел текучести исследуемых пленок, оцененный по данным наноиндентирования при комнатной температуре, равен сту - 530 МПа, и при повышении температуры предел текучести существенно уменьшается, то можно полагать, что уже при Т= 200 °С возникающие термические напряжения превышают величину агу, обусловливая пластическую деформацию пленок Си.

Изменение рельефа поверхности тонких металлических пленок на кремниевой подложке в процессе термической обработки обусловлено развитием двух конкурирующих процессов: ростом зерен и формированием периодической ячеистой или складчатой мезоструктуры на поверхности пленок. Наряду с ростом среднего размера зерна, начиная с температуры 200 °С, на поверхности тонких пленок наблюдается образование ячеистой мезоструктуры (рис. 1.а). При увеличении температуры отжига до 300 °С и выше ячеистая структура преобразуется в складчатую (рис. 1. б).

Согласно теоретическим расчетам [10] в одномерном приближении, в случае различия коэффициентов термического расширения материалов пленки и подложки на их границе раздела имеет место пространственная осцилляция нормальных

и касательных

х + 1

<т = Л<т sin—}-£• (1)

у N 2

х + 1^

r=fi<rvcos—jJ- (2)

' №

термических напряжений; ось х направлена вдоль границы раздела двух сред. Здесь А, В - постоянные, ¡х = ' ' ~ толи1ина пленки. Нетрудно показать, что в

двумерном представлении это распределение имеет вид "шахматной доски", в которой области сжимающих напряжений чередуются с областями растягивающих (рис. 1. в). В процессе термического отжига при превышении предела текучести пленок происходит релаксация напряжений посредством массопереноса из областей растяжения в области сжатия. В результате на поверхности пленки формируется ячеистый/складчатый рельеф, выявляющий области, в которых сжимающие напряжения достигают максимума.

Р»

Га

Рис. 1. АСМ-изображения поверхности пленки Си после отжига в вакууме в течение 1 часа при температурах 200 (а) и 500 °С (б) и двухмерная схема осцилляции внугренннх напряжений в системе "пленка - подложка" (в) ("+" - растягивающие напряжения, "-" - сжимающие напряжения)

, Разрушение тонких пленок при повышенных температурах обусловлено формированием пор в местах максимальных растягивающих напряжений и образованием отдельных 3£> островков. Значения энергии активации процессов роста зерен и отдельных островков хорошо согласуются с энергией активации поверхностной диффузии в исследованных пленках. Таким образом, именно диффузия по поверхности является процессом, контролирующим как рост зерен, так и формирование ячеистых/складчатых или островковых структур в исследованных пленках. Это подтверждается тем фактом, что оксидный слой, возникающий при отжиге на воздухе на поверхности металлических пленок, искажает правильную форму ячеистых структур.

Изменение морфологии поверхности тонких пленок при высокотемпературном отжиге приводит к двум принципиально важным заключениям:

интерфейс "напыленная пленка — подложка" имеет "шахматную" структуру распределения напряженно-деформированного состояния; термический отжиг вызывает развитие в неравновесной тонкой пленке процессов восходящей диффузии с возникновением сегрегации атомов пленки

в клетках сжимающих напряжений, В случае объемных гетерогенных материалов с неравновесным поверхностным слоем это позволит закрепить шахматную структуру интерфейса дисперсными частицами и обеспечить дополнительный вклад в упрочнение материала.

Распространение волн локализованной пластической деформации в топких нанокристаллических пленках вусловиях "шахматного"распределения напряженно-деформированного состояния на границе раздела "пленка - подложка"

В случае активного растяжения пленок на подложках пластическая деформация пленки будет развиваться в условиях "шахматного" распределения напряженно — деформированного состояния на границе раздела "пленка - подложка". В настоящей работе представлены результаты исследования характера пластической деформации и разрушения относительно прочных пленок 77 и более мягких пленок Си в процессе их одноосного растяжения. В качестве подложки был выбран полипропилен, характеризующийся большой степенью упругой деформации.

Использование атомно-силовой микроскопии позволило выявить распространение по поверхности нагруженных образцов переплетающихся мезополос экструдированного материала, имеющих форму спирали (рис. 2. а, б). Полосы не имеют четко выраженного фронта распространения и появляются одновременно на всей поверхности образца. С увеличением степени деформации мезополосы становятся все более ярко выраженными. Существенное влияние на размер мезополос оказывает толщина пленки. Так, при ее увеличении от 100 до" 900 нм ширина мезополос возрастает от 1 до 5 мкм, - " * >

Рис. 2. АСМ- (а - в) и РЭМ (г) -изображения поверхности пленок 77 (а, в) и Си (б, г); растяжение, £ = 2,5 (а, в) и 1,8 % (б, г)

В процессе деформации неравновесной тонкой пленки структурное превращение в мезополосе должна происходить с понижением ее неравновесности. Поэтому переплетающиеся полосы локализованного пластического течения должны иметь более высокие значения прочности, чем исходная неравновесная пленка-Действительно, при возникновении поперечных трещин в растягиваемой пленке спирали не разрушаются, а только растягиваются (рис. 2. в).

Механизм распространения локализованной пластической деформации в тонких пленках на подложках в виде спирали связан с осцилляцией нормальных и касательных напряжений на их границе раздела в виде "шахматной доски" (рис. 1. в). Светлые клетки на рис. 1. в соответствуют областям интерфейса, которые находятся под действием растягивающих нормальных напряжений. Материал этих клеток

может испытывать пластическое течение путем сдвигов отдельных ламелей друг относительно друга с вертикальной составляющей в направлении свободной поверхности. Обозначим такие клетки символом "РГ. Окружающие их темные клетки границы раздела находятся под действием сжимающих нормальных напряжений. Они нагружаются только упруго, испытывая всестороннее сжатие со стороны подложки и со стороны наноструктурированного поверхностного слоя. Обозначим эти клетки символом "Е1". Они вызывают эффект каналирования в распространении сдвигов в "РГ - клетках и непрерывно изменяют траекторию каналированных сдвигов по форме спирали.

Более низкая сдвиговая устойчивость неравновесной тонкой пленки вызывает опережающее развитие в ней локализованного пластического течения по сравнению с подложкой. Однако необходимость сопряжения пленки и подложки обусловливает сильное влияние границы раздела на поведение тонкой пленки. Ее пластическое течение зарождается на головке образца и развивается в сопряженных направлениях максимальных касательных напряжений только вдоль клеток "шахматного интерфейса", которые испытывают действие растягивающих нормальных напряжений (рис. 1. в). Деформация осуществляется путем сдвигов ламелей друг относительно друга вовне образца с образованием над его поверхностью складки. Подобная сдвиговая деформация сопровождается поворотной модой и на границе такого солитона с клеточками "Е1" вознихает деформация изменения формы с сильным локальным изгибом - кручения. Последняя генерирует сдвиг следующей ламели в клетке "РГ, и этот процесс периодически повторяется, осуществляя спиральное распространение солиггона в канале клеток "РГ. Физика спиральной траектории сдвигов связана с их поперечной составляющей, которая непрерывно вызывает изгиб оси образца. Возникающий при этом изгибающий момент непрерывно изменяет траекторию сдвигов по закону спирали. Подобное локальное изменение формы образца путем распространения солитона изменения формы по спиральной траектории с постоянной скоростью кручения впервые было предсказано в работе [11]-

Каждый источник на головке образца генерирует два солитона в сопряженных направлениях ттах. Этого требуют заданные граничные условия (неизменность оси деформируемого образца). В результате все элементы спирали, которые ориентированы вдоль одного направления гтах, проходят над пересекаемой спиралью. Элементы спиралей, ориентированные в сопряженном направлении гшах, проходят под пересекаемой спиралью. Это свидетельствует; о том, что при распространении спирали по клеткам "РГ вдоль ттах сдвиги ламелей увеличивают вертикальную составляющую в сторону свободной поверхности. При развороте спирали на сопряженное направление ттах вертикальная составляющая сдвигов ламелей убывает по величине.

Ниже будет показано, что при исследовании объемных материалов с наноструктурированными поверхностными слоями кручение траектории движения нелинейной волны локализованного пластического течения в виде спирали развивается в наноструктурированном поверхностном слое на двух масштабных уровнях. Внутри канала "РГ* - клеток спиральная траектория сдвигов обусловливает экструзию ламелей на мезомасштабном уровне. Формирование спирали на протяжении всей рабочей части образца соответствует более высокому масштабному

уровню, близкому к макроскопическому. Но природа спирального механизма локализованного пластического течения в наноструктурированиых поверхностных слоях и тонких пленках на различных масштабных уровнях одна и та же.

Поскольку на поверхности полипропиленовой подложки после растяжения отсутствует какой-либо деформационный рельеф, то можно полагать, что распространение переплетающихся мезополос локализованной деформации обусловлено исключительно потерей сдвиговой устойчивости тонкой пленки в условиях "шахматного" распределения напряжений на границе раздела "пленка — подложка".

Расстояние между мезополосами определяется толщиной пленки. Как следует из выражений (1) и (2), период осцилляции напряжений на границе раздела "пленка —

подложка" равен ¿1с = 2-^2 »9/. Ширина мезополос должна составлять

Ах! -Л - 2ш« 6!, т.е. линейно возрастать с увеличением толщины пленки, что и наблюдается в наших экспериментах.

Характер разрушения пленок (рис. 2. г) также свидетельствует о периодическом распределении напряжений на границе раздела "пленка - подложка". Растрескивание пленки происходит в местах, где растягивающие напряжения достигают максимума.

. Поэтому расстояние между соседними первичными трещинами совпадает с периодом пространственной осцилляции напряжений. Несмотря на то, что период вторичного растрескивания существенно возрастает, он остается пропорциональным Ах.

В третьей главе показано, что эстафетное распространение взаимосвязанных трансляционных и поворотных мод деформации обусловливает волновой характер пластического течения не только тонких пленок, но и наноструктурных поверхностных слоев объемных материалов. В наноструктурных материалах пластическая деформация в поверхностных слоях развивается на мезомасштабном уровне с низким уровнем диссипации энергии. Это позволяет выявить в наноструктурных поверхностных слоях нелинейные волны локализованного пластического течения в виде двойных спиралей. Характер распространения таких нелинейных волн связывается с "шахматным" распределением напряжений на границе раздела "высокодефектный поверхностный слой — объем материала".

В качестве материала исследований в данной главе был выбран технический титан ВТ1-0. Низкая сдвиговая устойчивость структуры титана (его энергия дефекта упаковки составляет всего 10 мДж/м1), а также наличие в нем полиморфного превращения делают титан очень удобным объектом для выявления автономного поведения его поверхностных слоев. Проведено систематическое исследование локализации пластической деформации на различных масштабных уровнях и ее влияния на механические свойства образцов технического титана ВТ1-0, находящегося в рекристаллизованном состоянии, в состоянии проката, а также имеющего субмикрокристаллическую структуру в тонком поверхностном слое или во всем объеме материала.

Особенности локализации деформации и механического поведения титана ВТ1-0 в различном структурном состоянии

Анализ СТМ - изображений нагруженных образцов показал, что в процессе

растяжения уже при £=4% на поверхности титана, подвергнутого предварительному прокату, ультразвуковой обработке или равноканальному угловому прессованию, выявляются переплетающиеся мезополосы экструдированного материала шириной около 5 мкм (рис. 3. а). Высота полос не превышает 1 мкм. При дальнейшем нагружении латеральные размеры и высота полос увеличиваются, и при степенях деформации е> 10% на СТМ-изображениях становятся видны только их отдельные фрагменты. Однако построение монтажа из большого количества СТМ-изображений позволяет при больших степенях деформации также выявить на поверхности нагруженного образца систему переплетающихся мезополос, ориентированных в направлениях максимальных касательных напряжений (рис. 3. б). Ширина мезополос составляет 40...60 мкм, а их высота достигает 3 мкм.

Рис. 3. СТМ-изображении поверхности -гитана в состоянии проката (а), а также подвергнутого предварительной ультразвуковой обработке (б) или равноканальному угловому прессованию (в); растяжение, е—4 (а), 27 (б) и 12 % (в)

Наряду с мезополосами экструдированного материала при растяжении образцов, имеющих субмикрокристаллическую структуру в поверхностном слое или во всем объеме материала, на их поверхности наблюдаются интрудированные зигзагообразные макрополосы локализованной деформации. Их ширина составляет 200...300 мкм. Макрополосы также зарождаются на захвате, являющемся базовым

концентратором напряжений, и

распространяются первоначально только в поверхностном слое материала. Движение макрополосы изгибает рабочую часть образца и вызывает появление на противоположной стороне нового концентратора напряжений, генерирующего полосу сброса. Таким образом, макрополосы распространяются

зигзагообразно через всю ширину рабочей части. Края макрополосы также оказываются зигзагообразными (рис. 4), что отражает распространение макрополосы вдоль "активных" клеток "шахматной доски" распределения напряжений на интерфейсе "поверхностный слой — объем материала".

Рис. 4. Оптическое изображение поверхности растянутого образца титана, подвергнутого

предварительному равноканальному угловому прессованию, £=12 %

Данные макрополосы появляются на стадии равномерного удлинения образца и обусловливают макролокализацию деформации в поверхностном слое.

Макрополосы, по существу, образуют протяженную зигзагообразную шейку в субмикрокристаллическом поверхностном слое материала. При дальнейшем нагружении макрополосы локально утоняют образец в области зигзагообразной шейки и формируют первую стадию макролокализации деформации.

Вторая стадия макролокализации пластического течения связана непосредственно с возникновением стационарной шейки и разрушением материала. Стационарная шейка образуется в макрополосе, развивающейся в месте максимального изгиба образца, формирующего в поверхностном слое макрогофр (рис. 5). Расчет полей векторов смещений и интенсивности пластической • деформации позволяет выявить четкую связь между развитием макрополос и Рис™5. Изображение макрогофра на образованием шейки и выделить два поверхности нагруженных образцов основных случая ее формирования. На субмикрокристал-лического титана ВТ1-0, рис. 6 представлен случай возникновения полученное с помощью лазерного асимметричной шейки, когда в ней профилографа наблюдается одна макрополоса

локализованной деформации. Внутри данной полосы интенсивность сдвига является максимальной (рис. 6. в). Завершается этот процесс развитием вдоль макрополосы магистральной трещины, которая обусловливает разрушение образца вдоль направления т„:ах (рис. 6. г).

На рис. 7 изображен случай возникновения симметричной шейки. Два боковых макроконцентратора напряжений генерируют симметричные макросдвиги в двух сопряженных направлениях тяшх. Завершается этот процесс разрушением образца, характер которого представлен на рис. 7. г.

Характер кривых '"напряжение - деформация" нагруженных образцов существенно зависит от картины развития в поверхностном слое полос локализованной пластической деформации. Распространение ■ переплетающихся мезополос экструдированного материала задерживает накопление в поверхностном слое деформационных дефектов и переход от мезо- к макролокализации деформации. Это обусловливает сохранение высокой пластичности субмикрокристаллических образцов титана. Напротив, развитие макрополос локализованной деформации сопровождается падением деформирующего напряжения на кривой а - с. Природа этого падения связана с двумя .факторами. Во-первых, макролокализация, приводит. к : уменьшению объема материала, одновременно участвующего в пластическом течении. Макроблоки нагруженного образца смещаются относительно друг друга вдоль макрополосы локализованной деформации, что существенно релаксирует внешние деформирующие напряжения. Данный эффект приводит к снижению

деформационного упрочнения образца в целом. Во-вторых, макрополоса разрушает субмикрокристаллическую структуру, сформированную в результате ультразвуковой обработки или равноканального углового прессования.

Рис. 6 Образование несимметричной шейки и характер разрушения при растяжении образцов титана с субмикрокристаллической структурой в поверхностном слое, £=23%: а - оптическое изображение поверхности образца; б - поле векторов смешений; в - картина распределения главного пластического . сдвига; г - характер разрушения образца

Рис. 7. Образование симметричной шейки и характер разрушения при растяжении образцов тагана с

субмикрокрнсталлической структурой в поверхностном слое, . е =23%: а - оптическое изображение поверхности образца; б - поле векторов смещений; в - картина распределения главного пластического сдвига; г — характер разрушения образца

Влияние термического отжига на характер локализации пластического течения нагруженных образцов

Путем последовательных отжигов при постепенно повышающихся температурах установлено, что разрушение субмикрокристаллической структуры в тонком поверхностном слое или во всем объеме технического титана ВТ1-0 обусловливает постепенное размытие мезополос локализованной деформации. Как видно из рис. 8, термический отжиг образцов увеличивает расстояние между мезополосами. Тем не менее, слабовыраженые мезополосы наблюдаются даже после отжига при 650 °С.

Рис. 8. Оптические изображения образцов ВТ1-0, подвергнутых ультразвуковой обработке (а) и последующему отжигу при температуре 350 (б), 450 (в), 550 (г) и 650 "С (д), £=27 (а), 28 (б), 33 (в), 30% (г, д)

Размытие переплетающихся мезополос локализованной пластической деформации на поверхности деформируемого образца после отжига при температуре 650 °С подтверждается исследованиями, проведенными с помощью сканирующего туннельного микроскопа (рис. 9. б).

Рис. 9. СТМ - изображения поверхности титана, подвергнутого равноканальному угловому прессованию и последующему термическому отжигу при 550 (а) и 650 °С (б), е=23 (а) и 24% (б)

Термический отжиг оказывает влияние и на развитие макролокализации деформации. Макрополосы интрудированного материала шириной ~300 мкм, распространяющиеся зигзагообразно через все сечение образца и обусловливающие формирование шейки, с трудом выявляются уже при отжиге при 350 °С. При увеличении температуры отжига до 450...650 °С макрополосы полностью исчезают. Исчезновение макрополос изменяет характер разрушения субмикрокристаллического титана от схемы скола к схеме нормального отрыва.

Совершенствование границ зерен вследствие уменьшения внутренних упругих

напряжений в процессе отжига при 350 °С титана, имеющего субмикрокристаллическую структуру в тонком поверхностном слое или во всем объеме, приводит к существенному снижению микротвердости исследованных образцов. Дальнейшее увеличение температуры отжига вызывает более плавное уменьшение Н/г

Несмотря на снижение микротвердости поверхностного слоя, отжиг при 350 °С титановых образцов не вызывает падения их прочностных характеристик при растяжении (рис. 10). Более того, низкотемпературный отжиг

субмикрокристаллического титана приводит к более высокому пределу прочности и одновременному незначительному увеличению

пластичности. Повышение

температуры отжига до 450 °С вызывает снижение предела текучести субмикрокристаллического титана. Однако вследствие увеличения протяженности участка слабого деформационного упрочнения предел прочности материала сохраняется таким же высоким," а пластичность существенно увеличивается. Наконец,-после отжига при 550 и 650 °С наблюдается дальнейшее снижение кривой течения и, как следствие, уменьшение всех прочностных характеристик у образцов титаиа, имеющих субмикрокристаллическую структуру в тонком поверхностном слое или во всем объеме.

Противоречивость снижения микротвердости после отжига при 350 °С и неизменность при этом пределов текучести и прочности связаны с наложением при отжиге нескольких эффектов. С одной стороны, релаксация упругих напряжений в приграничных областях должна приводить к снижению как микротвердости, так и сопротивления деформации при растяжении. С другой стороны, в сильно дефектной наноструктуре титана повышена растворимость кислорода, азота, углерода. При дислокационном возврате в приграничных зонах примеси внедрения будут осаждаться на границах зерен, закрепляя их. Это обусловит повышение предела текучести через эффект задержки генерации первичных дислокаций в поверхностном слое, которые уходят в объем материала, определяя его пластическое течение на пределе текучести. Наложение двух указанных факторов может сохранить неизменной кривую а - с после отжига при 350 °С при одновременном снижении микротвердости материала. В то же время, выделения второй фазы в зернах субмикрокристаллического титана (по всей вероятности, карбиды и нитриды титана) обусловливают слабое снижение микротвердости при увеличении температуры отжига от 350 °С до 450 °С.

Для понимания закономерностей изменения кривых о - £ наноструктурных материалов при их отжиге очень важно учитывать также эффект развития в них мезо-

0 4 8 12 16 20 24 28

Рис. 10. Кривые "напряжение - деформация" прокатанного титана ВТ1-0 (1), подвергнутого ультразвуковой обработке (2) и последующему отжигу при 350 (3), 450 (4) и 550 °С (5)

и макрополос локализованной деформации. В материалах, характеризующихся изначальной склонностью к локализации деформации, размытие мезополос и исчезновение макрополос обусловливает одновременное вовлечение в пластическую деформацию большего объема материала и увеличение протяженности стадии деформационного упрочнения. Последнее позволяет сохранить высокий предел прочности с одновременным возрастанием пластичности.

Увеличение температуры отжига титановых образцов до 550 °С и выше приводит к существенному росту зерна и полному разрушению субмикрокристаллической структуры, и, следовательно, к снижению прочностных свойств. Однако вовлечение дислокационного механизма деформации (микромасштабный уровень) вызывает увеличение пластичности материала. Естественно, что более наглядно изменение механических характеристик проявляется в образцах титана, имеющих субмикрокристаллическую структуру во всем объеме.

Влияние водородной обработки на механическое поведение технического титана, находящегося в различных структурных состояниях

Для подтверждения сильного влияния поверхностного слоя на развитие пластической деформации в объеме материала и характер разрушения твердых тел поверхность титана была модифицирована путем электролитического наводороживания. В настоящей работе представлены результаты исследования наводороживания тонкого поверхностного слоя на деформационное поведение и механические свойства образцов титана в различных структурных состояниях (рекристаллизованном, субмикрокристаллическом в тонком поверхностном слое или во всем объеме материала).

Методом термостимулированного газовыделения водорода показано, что последний присутствует во всех исследуемых образцах титана ВТ1-0 независимо от его структурного состояния. В процессе формирования субмикрокристаллической структуры в титане происходит перераспределение водорода, захваченного дефектами, и его преимущественное накопление на границах зерен. Об этом свидетельствует сужение максимума на кривой интенсивности газовыделения водорода от температуры. Кроме этого наблюдается смещение максимума в высокотемпературную область. Положение максимума позволяет оценить энергию связи водорода в материале: в результате равноканального углового прессования энергия связи водорода в титане увеличивается от 1,95 до 2,20 эВ.

Анализ профилей распределения концентраций положительных ионов Н+ свидетельствует о том, что во всех исследованных образцах наблюдается рост концентрации водорода в приповерхностном слое с увеличением времени электролитического наводороживания. Интенсивность поглощения титаном водорода резко увеличивается после создания субмикрокристаллической структуры в тонком поверхностном слое либо во всем объеме материала. Максимальная глубина проникновения водорода в объем исследуемых образцов не превышает 2 мкм.

Независимо от структурного состояния при растяжении образцов титана, наводорожешшх в течение 60 и 120 минут, имеет место расстрескивание тонкого поверхностного слоя (рис. 11). Период растрескивания определяется пространственной осцилляцией напряжений на границе раздела "наводороженный

поверхностный слой — основной объем". С увеличением длительности водородной обработки расстояние между трещинами возрастает.

Рис. 11. Оптические изображения поверхности субмикрокристаллического титана ВТ 1-0, подвергнутого наводороживанмю в течение 60 (а) и 120 минут (б); е= 15 (а), ■ 13% (б)

Развитие трещин не влияет на характер распространения переплетающихся мезополос локализованной деформации в поверхностном слое наводороженных образцов титана, имеющих субмикрокристалличсскую структуру в тонком приповерхностном слое либо во всем объеме материала (рис. 12). Более того, наводороживание позволяет более детально исследовать тонкую структуру мезополос. Как видно из рис. 13, мезополосы состоят из отдельных ламелей, испытывающих сдвиг как целое относительно друг друга. В свою очередь, в пределах каждой ламели проявляется еще более мелкая поперечная ламельная структура.

,, л I* г'и-.А

Рис. 12. Морфология поверхности (а, б) и профилограмма (в) субмикрокрисгаллического титана, подвергнутого наводороживанию в течение 60 минут, растяжение,

Проведение экспериментов в условиях одноосного растяжения образцов, имеющих субмикрокристаллическую структуру в тонком поверхностном слое или во всем объеме материала, вызывает слияние деформируемого

материала в клетках с растягивающими нормальными напряжениями в мезополосах локализованного пластического течения и не позволяет получить прямое экспериментальное

доказательство эффекта

"шахматной доски" в

распределении деформаций на границе раздела "высокодефектный поверхностный слой - основной кристалл". Для предотвращения такого слияния и сохранения

Рис. 13. СТМ-изображения поверхности образца ВТ 1-0, подвергнутого растяжению после предварительной ультразвуковой обработки и последующего наводороживания в течение 60 минут, е- 17 %

дискретных островков экструдированного материала в клетках с растягивающими нормальными напряжениями необходимо основной объем деформируемой многоуровневой системы сохранять в стационарном состоянии. Тогда в координатах (х,у,г) избыточная деформация поверхностного слоя развиваться в основном

вдоль оси х. Подобную деформацию целесообразно осуществлять знакопеременным изгибом образца при его нагружении в упругой области.

При знакопеременном изгибе плоских образцов поликристаллического титана ВТ 1-0 с наводороженным поверхностным слоем получено прямое экспериментальное подтверждение эффекта "шахматного" распределения пластической деформации в зоне интерфейса "поверхностный слой -подложка" (рис. 14). В крупных клетках

Рис. 14. Объемная профилометрическая картина "шахматной" структуры зоны локальной интрузии; №М2,4-106 циклов

шахматного деформации поверхностном более тонкое согласуется предсказанием формирования

распределения в наводороженном слое обнаруживается гофрирование. Это с теоретическим, [12] о необходимости многоуровневого

самосогласованного деформационного профиля на интерфейсе двух разнородных сред для обеспечения условия совместности их сопряжения.

Наводороживание тонкого приповерхностного слоя существенно влияет на макромеханическис характеристики образцов при растяжении. При малых временах наводороживания в поверхностном слое титана образуется твердый раствор внедрения, обусловливающий искажения кристаллической решетки и возникновение в ней статсмещений. Первый фактор приводит к задержке начала пластического течения и, как следствие, к увеличению предела текучести. Второй фактор способствует

смещению ламелей в мезополосах.

ст.МПа

О 6 10 15 20 25 30 г,%

Рис. 15. Кривые "напряжение - деформация" образцов рекристаллизованного (1-4) и субмикрокрисгаллического титана ВТ1-0 (Г-4') до (1, 1') и после наводороживания в течение 30 (2,2'), 60 (3,3') и 120 минут (4,4')

экструдированного материала. Это задерживает возникновение в образце макролокализации деформации и приводит к одновременному увеличению как прочности, так и пластичности (рис. 15). Причем, поскольку субмикрокристаллический титан более склонен к локализации деформации, то и эффект увеличения пластичности при наводороживании поверхностного слоя в нем существенно выше.

Наводороживание в течение 60 минут и более вызывает охрупчивание

поверхностного слоя технического титана. Периодическое растрескивание поверхностного слоя, имеющее место в процессе растяжения нагруженных образцов ■пггана, приводит к снижению их механических свойств. Период растрескивания определяется периодическим распределением концентраторов напряжений, вызванных необходимостью совместности деформации тонкого упрочненного слоя и основного объема материала. В общем случае расстояние между трещинами зависит от толщины слоя, соотношения механических характеристик упрочненного слоя и основного материала, характера переходной зоны и др. Как было показано в гл. 2, период осцилляций напряжений на границе раздела "пленка — подложка" в -9 раз превышает толщину пленки. В нашем случае при глубине наводороживания 1.. .2 мкм расстояние между трещинами составляет 10... 15 мкм. С увеличением длительности водородной обработки расстояние между трещинами возрастает, что хорошо согласуется с результатами вторичной ионной масс-спектроскопии.

Наноиндентирование позволяет наиболее эффективно исследовать механические характеристики тонкого наводороженного слоя титановых образцов. В работе проводили исследования при максимальной нагрузке 10, 100 и 300 мН. При нагрузке Ртах =10 мН глубина проникновения инденгора не превышает 160 нм. В этом случае в процесс пластической деформации под действием наноиндентора вовлекается только упрочненный поверхностный слой. Как видно из таблицы 1, наводороживание в течение 30 минут увеличивает твердость поверхностного слоя в два раза. С увеличением времени наводороживания до 120 минут твердость поверхностного слоя возрастает более чем в 3 раза по сравнению с твердостью исходного образца. Такой поверхностный слой уже проявляет эффект хрупкого растрескивания при растяжении.

Таблица 1. Твердость и глубина проникновения индентора

Исходный образец Наводороженный в течение 30 минут Наводороженный в течение 120 минут

Н, МПа 19924 39276 64516

В четвертой главе представлены результаты исследований нелинейных волн локализованной пластической деформации различных масштабов в образцах армко -железа, малоуглеродистой стали Ст 3 и ферритно-мартенситной стали 16Х12В2ФТаР, подвергнутых предварительному равноканальному угловому. прессованию или ультразвуковой обработке.

Армко - железо

Электронно-микроскопические исследования позволили установить, что тип дефектной субструктуры, формирующейся в армко-железе в результате равноканального углового прессования, и ее количественные параметры определяются режимом деформирования и числом проходов. В образцах армко —

железа преобладающим типом субструктур являются микрополосы деформации, разделенные субграницами на фрагменты анизотропной формы. Увеличение числа проходов приводит к уменьшению продольных и поперечных размеров фрагментов.

Полосовая фрагментированная мезосубсгруктура является эффективным барьером для развития сдвиговой деформации на микро- и мезомасштабном уровнях. Пластическое течение реализуется путем развития мезо- и макрополос около одной либо у обеих головок образца, в то время как его рабочая часть остается практически недеформируемой. При степени деформации е~0,5% вблизи галтельных переходов рабочей части образца к их головкам зарождаются мезополосы локализованной деформации (рис. 16. а, г). Они распространяются в узкой пригалтельной зоне нагруженного образца по • направлениям максимальных касательных напряжений, ширина мезополос составляет -70 мкм.

При дальнейшем нагружении в зоне мезополос формируется макрополоса локализованной деформации шириной ~300 мкм (рис. 16. б). Сохранение неизменной оси образца обусловливает возникновение на противоположной стороне встречной макрополосы с материальным поворотом обратного знака. Самоорганизация движения макрополос локализованной деформации происходит либо по схеме диполя (рис. 16. в), либо по схеме креста самосопряженных макрополос (рис. 16. е). После нарушения самосогласования поворотных мод деформации в диполе или кресте самосопряженных макрополос возникает разрушение образца. Магистральная трещина

Рис. 16. Различные виды распространения мезо- и макрополос локализованной деформации, субмикрокристалличсское армко - железо, £=3 (а, г), 4 (б, д) и 5 % (в, е)

самосогласования или зигзагообразно по двум сопряженным направлениям тт1а при самосогласовании макрополос по схеме креста.

На рис. 17. а представлена субсгруктура субмикрокристаллического железа, выявленная с применением просвечивающей электронной микроскопии. Эта субструктура сохраняется и в полосах локализованного пластического течения при небольших степенях деформации нагруженного образца. Видно, что на начальном этапе пластическое течение субмикрокристаллического армко - железа осуществляется интенсивным развитием микрополос под углом 45° к уже существующим, которые принято называть в литературе shear-bands. Кроме этого, в областях материала, прилегающих к вновь образованным микрополосам, часго наблюдается существенное измельчение субзеренной структуры. Наблюдаемая фрагментация материала связана с поворотными модами деформации на мезомасштабном уровне, которые самосогласованы с поворотными модами деформации на макромасиггабном уровне.

Рис. 17. Электронно-микроскопические изображения субструктуры, формирующейся внутри мезо-(а) и макрополосы локализованной деформации (б) в субмикрокристаллическом армко -" железе, с = 2 (а) и 10% (б)

В процессе развития макрополос локализованной деформации при растяжении полосовая фрагментированная структура материала, сформированная предварительным равноканальным

угловым прессованием, разрушается, приводя к образованию сетчатой дислокационной субсгруктуры

(рис. 17. б). Скалярная плотность дислокаций в таких областях невелика и составляет 3x10® см"2.

Наличие мезо- и макрополос локализованной деформации и характер их эволюции в ходе нагружения образца определяет вид кривых а- е и механические свойства субмикрокристаллического армко — железа.

Рис. 18. Кривые "напряжение — деформация" образцов армко - железа в различных структурных состояниях: отожженном (1), подвергнутом равноканальному угловому прессованию без поворота заготовки, 12 проходов (2) и последующему отжигу при температурах 250 (3), 350 (4) и 450 °С (5)

Измельчение еубзеренной структуры в процессе распространения мезополос обусловливает высокие значения деформационного упрочнения, а следовательно, и увеличение прочности материала (рис. 18, кривая 2).Разрушение субмикрокристаллической структуры, напротив, обусловливает сильно выраженное разупрочнение нагруженных образцов. Кроме того, макролокализация приводит к уменьшению объема материала, одновременно участвующего в пластическом течении. Две части образца смещаются относительно друг друга вдоль макрополосы, что существенно снижает внешние деформирующие напряжения. Наконец, активное выделение частиц карбидной фазы, обнаруженное в результате микроструктурных исследований, должно сопровождаться снижением прочностных характеристик материала за счет разупрочнения твердого раствора и разблокирования дислокаций. Учитывая, что углерод обусловливает сильное твердорастворное упрочнение армко -железа, естественно ожидать существенный вклад выделения карбидной фазы в снижение прочности образца в процессе макролокализации.

Чтобы показать, что именно полосовая фрагментированная структура является барьером для распространения деформации от головки образца в его рабочую часть и причиной макролокализации деформации вблизи головок образца, были проведены исследования структуры, характера пластической деформации и механических свойств при растяжении армко - железа, подвергнутого равноканальному угловому прессованию и последующему термическому отжигу. Установлено, что низкотемпературный отжиг (0,2...0,4)7^, позволяет в широких пределах изменять внутреннюю структуру и характер пластической деформации исследуемых образцов. Термообработка при 250 °С не оказывает существенного влияния на морфологию дефектной субструктуры материала независимо от режима предварительного равноканального углового прессования. Как и в исходном субмикрокристаллическом состоянии, преобладающим типом субструктуры являются деформационные полосы, разделенные поперечными субграницами на фрагменты.

Влияние отжига при более высоких температурах оказывается различным в зависимости от количества проходов при равноканальном угловом прессовании. Например, в случае 4- проходов прессования, осуществляемых без поворота заготовки, увеличение температуры отжига до 350 °С обусловливает полное разрушение микрополос деформации с одновременным образованием зерешюй структуры. Зерна имеют анизотропную форму, их размер варьируется в интервале 2...6мкм. В то же время в .образцах субмикрокристаллического армко - железа, полученного при 12 проходах, структура деформационных микрополос, разделенных поперечными субграницами на фрагменты, сохраняется. В результате быстрая макролокализация деформации нагруженных образцов субмикрокристаллического армко-железа не исчезает. Можно ожидать, что создав полосовую фрагментированную структуру и закрепив ее дисперсными частицами, можно будет эффективно использовать барьерный эффект полосовой субструктуры при высоких температурах.

Лишь после отжига при 450 °С в исследуемых образцах армко - железа, независимо от режима предварительного равноканального углового прессования, протекают рекристаллизационные процессы. Деформация мелких равноосных зерен без макролокализации обусловливает увеличение протяженности стадии слабого линейного упрочнения, и высокие значения как предела прочности,

так и пластичности материала (рис. 18, кривая 5).

Таким образом, полосовая фрагментированная структура, сформированная в материале в результате предварительного равноканальпого углового прессования, является эффективным барьером для распространения деформации вдоль рабочей части нагруженного образца. С другой стороны, быстрая макролокализация деформации обусловливает низкую пластичность субмикрокрисгаллических материалов. В связи с этим, было предложено создавать полосовую фрагментированную структуру только в тонком подповерхностном слое материала. Создание подобного барьерного подслоя при одновременном наноструктурировании наружного поверхностного слоя должно способствовать релаксации напряжений на границе раздела "поверхностный слой - подложка" сдвигами вовне образца и затруднять проникновение дефектов с поверхности в объем материала. Если при этом основной объем материала будет сохранять равноосную зеренную структуру, то можно получить увеличение прочностных характеристик при сохранении высокой пластичности нагруженного образца.

Оптимальным способом создания полосовой структуры в тонком поверхностном подслое является ультразвуковая обработка. Однако эффект ультразвукового воздействия определяется исходной структурой материала. Например, ультразвуковая обработка рекристаллизованного армко — железа не позволяет создать в поверхностном слое однородную полосовую структуру и не приводит к увеличению его прочности при растяжении. Такая обработка обусловливает развитие пластической деформации поверхностного слоя на микромаснггабном уровне. Увеличение плотности дислокаций в поверхностном слое приводит к его упрочнению, но вклад данного упрочнения (по закону аддитивности) в макромеханические характеристики образца пренебрежимо мал. Таким образом, чтобы сформировать в образце полосовую фрагментированную структуру, являющуюся барьером для зарождения дислокаций и их ухода вглубь материала, и, тем самым, существенно повысить его механические свойства, необходимо обрабатывать более прочный материал.

Малоуглеродистая сталь

На примере образцов малоуглеродистой стали Ст 3 показано, что несоразмерность деформации поверхностного слоя и основного материала приводит к появлению складчатых структур, направленных параллельно и перпендикулярно оси нагружения. Период гофра оказывается разным в продольном и поперечном направлениях относительно оси нагружения, коррелируя с соответствующими продольными и поперечными размерами образна (рис. 19).

Рис. 19. СТМ - изображения поверхности образцов Ст 3 при различных степенях деформации, £= 0 (а), 1 (б), 2 (в), 6% (г)

Возникающие в вершинах складок в местах максимальной кривизны кристаллической решетки микроконцентраторы напряжений генерируют дислокации, которые уходят внутрь образца по плоскостям скольжения, обеспечивая пластическое течение объема образца. Предварительная ультразвуковая обработка усиливает масштаб складчатости и позволяет детально исследовать дислокационные ямки, являющиеся следами зарождения дислокаций на поверхности (рис. 20).

■ Формирование в тонком поверхностном слое полосовой фрагментированной структуры существенно влияет на макромеханические характеристики образца Ст 3 при растяжении. Являясь барьером для проникновения дефектов вглубь материала, данная полосовая структура позволяет задержать начало макролокализации деформации в объеме образца и, тем самым, одновременно увеличить как прочность, так и пластичность материала (рис. 21).

500

400 g 300

t> 200 100

Рис. 20. Дислокационные ямки на поверхности плоского образца Ст 3, подвергнутого предварительной

ультразвуковой обработке и последующему растяжению на е— 10%; СТМ - изображение

5 10 15 20 25 30 35

Рис.21. Кривые "напряжение - деформация" прокатанных образцов СтЗ (1), подвергнуть« ультразвуковой обработке (2) и последующему отжигу при температурах 750 (3), 830 (4) и 900 "С (5)

Последующий термический отжиг при Г =750, 830 и 900 °С разрушает исходную полосовую структуру, но формирует ячеисто-сетчатую дислокационную субструктуру {р> Ю10 см"2). Необходимость совместности деформации подобного поверхностного слоя и основного материала обусловливает "шахматный" характер распределения напряжений на их границе раздела и распространение переплетающихся мезополос экструдированного материала (рис. 22). В процессе движения мезополоса испытывает смещение отдельных ламелей друг относительно друга вовне образца. Подобное распространение переплетающихся мезополос, в которых дефекты выдавливаются . наружу, а не уходят вглубь материала, обусловливает увеличение протяженности стадии слабого деформационного упрочнения, более позднее наступление макролокализации и еще большее увеличение прочности и пластичности образцов (рис. 21).

По аналогии с тонкими пленками, при термическом отжиге малоуглеродистой стали, подвергнутой ультразвуковой обработке, в их поверхностном слое происходит

Рис.22. СТМ- (а) и РЭМ (б) - изображения мезополос на поверхности образца СтЗ, подвергнутого ультразвуковой обработке и последующему отжигу при температуре 830 "С; £=32%

выделение атомов углерода по границам клеток сжимающих и растягивающих напряжений. Этим можно объяснить увеличение эффекта одновременного возрастания прочности и пластичности материала при его отжиге после предварительной ультразвуковой обработки (рис. 21).

Ферритпо-мартенситная сталь 16Х12В2ФТаР

Гетерогенная внутренняя структура и высокий уровень деформирующих напряжений высоколегированных сталей обеспечивают развитие пластической деформации их поверхностных слоев, подвергнутых предварительной ультразвуковой обработке, на мезомасштабном уровне. Это позволяет реализовать в них "эффект поверхностного слоя", который существенно повышает прочностные характеристики образца в целом. Однако при общей невысокой пластичности высоколегированных сталей получить одновременное увеличение и прочности, и пластичности в результате ультразвуковой обработки их поверхностного слоя не всегда удается.

Как правило, пластичность высоколегированных сталей после ультразвукового воздействия снижается. В то же время, варьируя их исходное состояние и режимы термомеханической обработки, можно получить одновременное увеличение как прочности, так и пластичности даже для данного класса материалов.

В настоящей работе на примере ферритно-мартенситной стали 16Х12В2ФТаР показано влияние ее исходного структурного состояния на эффект ультразвукового воздействия. Было использовано два вида нагружения: трехточечный изгиб (при котором поверхностные слои деформируются пластически, а объем - упруго, а значит можно в явном виде продемонстрировать зависимость эффекта ультразвуковой обработки от исходной структуры) и одноосное статическое растяжение (при котором выявляется влияние полос локализованной деформации на характер пластического течения и махромеханические свойства нагруженных образцов).

В случае рекристаллизованных образцов стали 16Х12В2ФТаР наклеп поверхностного слоя, подвергнутого ультразвуковой обработке, приводит к быстрому развитию макролокализации деформации и существенному снижению пластичности материала. В результате ультразвукового воздействия на более прочные образцы

(подвернутые закалке и отпуску) эффект повышения прочности оказывается более существенным, но пластичность при этом также снижается (рис. 23, кривая 4).

Рис. 23. Кривые "напряжение - деформация" образцов стали, 16Х12В2ФТаР, полученные -при одноосном статическом растяжении: . (

1 - рекристаллизованный, ■■-/..

2 - рекристаллизованный + ультразвуковая обработка,

3 -закалка+отпуск,

4 - закалка+отпуск+ультразвуковая обработка,

5 - специальная обработка

Тем не менее, можно подобрать режим термомеханической обработки, позволяющей добиться оптимального сочетания высоких прочностных характеристик и пластичности, которые превышают эксплуатационные характеристики данной стали, достигаемые при ее общепринятой обработке (закалка и последующий отпуск). На основе полученных результатов в настоящее время совместно с. ВНИИНМ им. А.А. Бочвара готовится патент на способ повышения рабочей температуры малоактивируемой стали 16Х12В2ФТаР, используемой для производства оболочек тепловыделяющих элементов ядерных реакторов.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

В работе подробно изучено развитие пластического течения на мезо- и макромасштабных уровнях в поверхностных слоях титана, армко - железа, малоуглеродистой и высоколегированной сталей, а также в сильно неравновесных тонких пленках, напыленных на кремниевую или полипропиленовую подложки. Структурное состояние поверхностного слоя изменяли ультразвуковой обработкой, последующими отжигами, а также наводороживанием (в случае титана).

Использование просвечивающей и растровой электронной, сканирующей туннельной и атомно - силовой микроскопии, оптико-телевизионного измерительного комплекса ТОМЭС высокого разрешения в сочетании с многоуровневым подходом физической мезомеханики позволили сделать следующие выводы:

1. Поверхностные слои в нагруженном твердом теле являются важным мезоскопическим структурным уровнем пластической деформации, который оказывает существенное влияние на развитие деформации в объеме материала. В основе этого влияния лежит необходимость выполнения условия совместности деформации на границе раздела "поверхностный слой — основной объем материала". Корректное описание данного эффекта может быть проведено только на основе многоуровневой модели деформируемого твердого тела.

2. Для тонкого равновесного поверхностного слоя его опережающее (по сравнению с объемом материала) пластическое течение вызывает формирование поверхностной складчатой структуры. В зонах сильно выраженной локальной кривизны в складках зарождаются дислокации, уходящие вглубь материала. В данных условиях поверхностный слой является эффективным генератором

О 5 10 15 20 25

дислокаций и ускоряет возникновение макролокализации деформации, завершающейся разрушением образца.

3. Если подавить генерацию дислокаций в поверхностном слое, то предел текучести и сопротивление деформации возрастают. При сохранении в объеме материала дислокационных механизмов деформации микромасштабного уровня повышение прочности материала за счет подавления генерации дислокаций в поверхностном слое может сопровождаться возрастанием его пластичности. В высокопрочных материалах в условиях низкой подвижности дислокаций воздействием на тонкий поверхностный слой можно существенно повысить предел текучести и прочность материала, но его пластичность при этом снижается.

4. Деформация в неравновесных высокодефектных поверхностных слоях при растяжении образцов развивается на мезомасштабном уровне путем локализованного пластического течения в ввде ■ двойных спиралей переплетающихся мезополос. Деформация внутри мезополос осуществляется сдвигом относительно друг друга экструдируемых вовне ламелей. Такой механизм пластического течения поверхностного слоя задерживает накопление в нем дислокаций, замедляет рост его эффективной толщины и прочностных характеристик. В условиях двухуровневого сопряжения с подложкой это предотвращает развитие макролокализации деформации и снижение пластичности. В результате одновременно увеличиваются как прочность, так и пластичность материала.

5. Новый механизм деформации мезомасштабного уровня в виде распространения двойных спиралей мезополос локализованного пластического течения обнаружен и при растяжении неравновесных металлических пленок, напыленных на полипропиленовую подложку. Это подтверждает заключение о том, что в основе нового механизма деформации лежит эффект сопряжения двух сред на границе раздела "тонкая пленка (поверхностный слой) - подложка", и для его описания необходимо построение многоуровневой модели деформируемого твердого тела.

6. Распространение одномерной задачи Г.П. Черепанова [10] о пространственной осцилляции нормальных и касательных напряжений на границе раздела двух сред с различными коэффициентами термического расширения на двумерный случай приводит к заключению о "шахматном" распределении напряженно -деформируемого состояния на интерфейсе "тонкая пленка - подложка". Это подтверждается клеточной структурой металлических пленок, возникающей при диффузионном перераспределении материала неравновесных пленок на кремниевой подложке при повышенных температурах.

7. При знакопеременном изгибе плоских образцов поликристаллического титана ВТ1-0 с наводороженным поверхностным слоем получено прямое экспериментальное подтверждение эффекта "шахматного" распределения пластической деформации в зоне интерфейса "поверхностный слой - подложка". Теоретические расчеты [12] распределения напряжений и деформаций на границе раздела двух нагруженных сред с различными модулями упругости также привели к заключению о "шахматном" распределении на их интерфейсе напряженно-деформированного состояния.

8. На основе концепции о "шахматном" распределении нормальных и касательных

напряжений на границе раздела "неравновесный поверхностный слой (напыленная пленка) - подложка" и теории [11] о нелинейных волнах локализованного пластического течения предложен механизм деформации на мезомасштабном уровне в виде распространения двойных спиралей мезополос экструдированного материала.

9. На стадии предразрушения в упрочненном поверхностном слое деформируемого образца образуется макрогофр в виде стоячей волны, длина которой соизмерима с длиной образца. В месте максимальной амплитуды гофра появляется макроконцентратор напряжений, который формирует шейку, обусловливающую глобальную потерю сдвиговой устойчивости нагруженного образца. Возникающая перед разрушением материала макролокализация. пластического течения развивается как самостоятельная стадия. Ведущим механизмом деформации на этой стадии является формирование и самосогласованное развитие двух макрополос локализованной деформации, ориентированных по схеме креста или диполя. Нарушение этого самосогласования обусловливает развитие трещины как поворотной моды деформации и разрушение материала. С инженерной точки зрения макролокализация пластического течения всегда очень опасна.

10. Полосовая фрагментированная субструктура является эффективным барьером для развития сдвиговой деформации на микро- и мезомасштабном уровнях. Данный эффект позволяет рекомендовать полосовую фрагментированную структуру как барьерный подслой при поверхностном модифицировании материалов.

11. На основе многоуровнего подхода разработан принципиально новый метод упрочнения материалов путем создания в них наноструктурных поверхностных слоев с барьерным подслоем. Он обеспечивает увеличение прочности материала с одновременным увеличением его пластичности. Разработанный метод применен для упрочнения ферритно-мартенситной стали 16Х12В2ФТаР, что позволяет существенно повысить ее эксплуатационные характеристики.

Цитируемая литература: -

1. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: В 2-х т.

• / В.Е. Панин, В.Е. Егорущкин, П.В. Макаров и др. — Новосибирск: Наука.

Сибирская издательская фирма РАН, 1995. - Т. 1. - 298 е., Т. 2. - 320 с.

2. Physical mesomechanics of heterogeneous media and computer-aided design of materials / Ed. by V.E. Pain. - Cambridge: Cambridge Interscience Publishing, 1998. — 339 p.

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

4; Алехин В.П. Физика прочности и пластичности поверхностных слоев материалов. - М.: Наука, 1983.-320 с.

5. Zangwill А. Physics of surface.- Cambridge: Cambridge University Press, 1988. — 536 p.

6. Дударев Е.Ф. Микропластическая деформация и предел текучести поликристаллов. — Томск: Издательство Томского университета, 1988. — 256 с.

7. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физическая мезомеханика. - 1999. - Т. 2. - № 6. — С. 5-23.

8. Терентьев В.Ф. Усталость металлических материалов. - М.: Наука, 2003. - 248 с.

9. Иванова B.C. Синергетика. Прочность и разрушение металлических материалов. -М.: Наука, 1992. - 160 с.

10. Cherepanov G.P. On the theory of thermal stresses in a thin bonding layer // J. Appl. Phys. - 1995. - V. 78. - P. 6826-6832.

11. Егорушкин B.E. Динамика пластической деформации. Волны локализованной пластической деформации в твердых телах // Известия вузов. Физика. — 1992. -№4.-С. 19-41.

12. Моисеенко Д.Д., Максимов П.В. Распределение напряжений и деформаций на интерфейсе "поверхностный слой - подложка": моделирование на основе стохастического подхода // Физическая мезомеханика. — 2005. - Т. 8. — № 6. -С. 89-96.

Основные научные результаты диссертации изложены в следующих

публикациях:

1. А.В. Панин, В. А. Клименов, H.JI. Абрамовская, А.А. Сон. Зарождение и развитие потоков дефектов на поверхности деформируемого твердого тела // Физическая мезомеханика.-2000.-Т. 3.-№ 1.-С. 83-93.

2. A.V. Panin, V.A. Klimenov, N.L. Abramovskaya, A.A. Son. Plastic flow at mesoscale for surface layers // Proceedings of the Third International Conference for Mesomechanics "MESOMECHANICS 2000", Xi'an, China, June 13-16, 2000. -P. 579-584.

3. .Alexey Panin, Alexandra Son. STM-study of mesoband development on the low-carbon steel surface //Proceedings of the 4th Korea-Russia International Symposium on Science and Technology "KORUS 2000", Part 3 "Machine Parts and Material Processing", University of Ulsan, Republic of Korea, June 27 - July 1, 2000. - P. 220224.

4. A.V. Panin, V.A. Klimenov, A.A. Son, M.S. Kazachonok. Mcchanisms of propagation of localized plastic-deformation bands in a solid // Proceedings of the 5th Korea-Russia International Symposium on Science and Technology "KORUS 2001", Russia, Tomsk, June 26-July 3, 2001.-V. 1,-P. 261-264.

5. A.B. Панин, В.А. Клименов, Ю.И. Почивалов, А.А. Сон. Влияние состояния поверхностного слоя Ст 3 на механизм пластического течения и сопротивление деформации // Физическая мезомеханика. - 2001. - Т. 4. - № 4. - С. 85-92.

6. А.В. Панин, В.Е. Панин, И.П. Чернов и др. Влияние состояния поверхности субмикрокристаллических титана и а-железа на их деформацию и механические свойства // Физическая мезомеханика. — 2001. - Т. 4. - № 6. - С. 87-94.

7. А.В. Панин, А.А. Сон, М.С. Казаченок. Механизм формирования полос локализованной пластической деформации и их влияние на механические характеристики нагруженных твердых тел // Вопросы материаловедения. - 2002. — № 1(29). — С.335-344.

8. Alexey Panin, Ivan Chernov, Vasiliy Klimenov et at. Effect of the surface condition on deformation mechanisms and mechanical properties of loaded solids // Proceedings of International Conference on New Challenges in Mesomechanics "MESOMECHANICS 2002", Aalborg University, Denmark, August 26-30, 2002. - P. 433-437.

9. А.В. Панин, В.Е. Панин, Ю.И. Почивалов и др. Особенности локализации деформации и механического поведения титана ВТ1-0 в различных структурных состояниях // Физическая мезомеханика. — 2002. — Т. 5. — № 4. — С. 73-84.

10. А.В. Панин, А.Р. Шугуров. Фрактальный анализ поверхностей тонких пленок // В сб. Прикладная синергетика, фракталы и компьютерное моделирование структур / Под ред. А.А. Оксогоева. — Томск: Томский государственный университет, 2002. — С.303-311.

11. Victor Е. Panin, Alexey V. Panin, Ruslan Z. Valiev et al. Scale levels of plastic flow and mechanical properties of nanostructured materials // Proceedings of the Conference "Nanomaterials by Severe Plastic Deformation - NANOSPD2", December 9 - 13, 2002, Vieena, Austria.-P. 37-43.

12. Alexey Panin, Arthur Shugurov, Juergen Schreiber. Fractal analysis of electromigration-induced changes of surface topography in Au conductor lines // Surface Science. - 2003. -V. 524. - Issues 1-3. - P. 191-198.

13. A.B. Панин, A.P. Шугуров, И.В. Ивонин и др. Влияние микроструктуры на механические свойства тонких пленок Си // Физическая мезомеханика. - 2003. — Т. 6.-№ 2.-С. 91-98.

14. А.В. Панин, А.Р. Шугуров. Применение фрактального описания для анализа изображений в сканирующей зондовой микроскопии // Поверхность. — 2003. - № б. — С.64-71.

15. А.В. Панин, А.Р. Шугуров. Влияние термического отжига на рельеф поверхности тонких пленок Аи // Сборник трудов пятнадцатого Международного симпозиума "Тонкие пленки в оптике и электронике", 21-26 апреля 2003, Харьков, Украина. -С. 40-44.

16. А.В. Панин, В.А. Клименов, Ю.И. Почивалов и др. Пластическая деформация материалов, подвергнутых ультразвуковой обработке // Сборник научных трудов VI Всероссийской (международной) конференции "ФИЗИКОХЙМИЯ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ (НАНО-) СИСТЕМ". - М.: МИФИ, 2003. - С.183-188.

17. А.В. Панин, В.А. Клименов, А.А. Сон и др. Особенности пластической деформации субмикрокристаллического cr-Fe // Там же. - С. 232-236.

18. А.В. Панин, В.Е. Панин, Ю.И. Почивалов и др. Пластическая деформация образцов субмикрокристаллического титана ВТ1 -0 // Там же. - С. 253-257.

19. Alexandra Son, Alexey Panin, Yuri Ivanov, Vladimir Kopylov. Structure and mechanical behavior of submicrocrystalline ar-Fe // Proceedings of the 7th Korea-Russia International Symposium on Science and Technology "KORUS 2003", University of Ulsan, Republic of Korea, June 28 - July 3, 2003. - P. 123-128.

20. A.V. Panin, H.-G. Chun, A.R. Shugurov, S.V. Panin, N.V. Pykhtin. Numerical characterization of current-induced changes in surface morphology of thin Ag films // Acta Metallurgica Sinica (English Letters). - 2003. - Vol. 16. - No.4. - P. 249-255.

21. Artur Shugurov, Alexey Panin, Hui-Gon Chun and Konstantin Oskomov. Surface Morhpology, Microstructure and Mechanical Properties of Thin Ag Films // Journal of Korean Powder Metallurgy Institute.-V. Ю.-No. 3.-2003.-P. 190-194.

22. A.V. Panin. Scale levels of plastic deformation and fracture of thin films under various actions // Proceedings of the fifth International Conference "Mesomechanics of Computation and Design of Use-specific Materials", University of Tokyo, Japan, August 26-28,2003. - P. 116-123.

23. А.В. Панин, В.В. Рыбин, С.С. Ушков и др. Влияние водородной обработки на механическое поведение технического титана ВТ1-0, имеющего различное исходное структурное состояние // Физическая мезомеханика. — 2003. - Т. 6. -№5.-С. 63-71.

24. В.Е. Панин, JI.C. Деревягина, Е.Е. Дерюгин, А.В. Панин и др. Закономерности стадии предразрушения в физической мезомеханике // Физическая мезомеханика. - 2003. - Т. 6. - Ка 6. - С. 97-106.

25. A.V. Panin, V.A. Klimenov, Yu.I. Pochivalov et al. The effect of ultrasonic treatment on mechanical behavior of titanium and steel specimens // Theoretical and Applied Fracture Mechanics.-2004.-V. 41. No. 1-3.-P. 163-172.

26. Artur Shugurov, Alexey Panin, Hui-Gon Chun, Konstantin Oskomov. Size effects on the mechanical properties of thin metallic films studied by nanoindentation // Proceedings of the 8th Korea-Russia International Symposium on ■ Science and Technology "KORUS 2004", V. 3, University of Ulsan, June 26 - July 3,2004, Tomsk, Russia.-P. 168-172.

27. Panin V.E., Panin A.V., Pochivalov Yu.I. et al. Effect of ultrasonic treatment on mechanical behaviour of ferrite-martensite steel // Proceedings of the 8th Korea-Russia International Symposium on Science and Technology "KORUS 2004", V. 3, University of Ulsan, June 26 - July 3, 2004, Tomsk, Russia. - P. 172-175.

28. В.Е. Панин, Т.Ф. Елсукова, А.В. Панин и др. Мезоскопические структурные уровни деформации в поверхностных слоях и характер усталостного разрушения поликристаллов при знакопеременном изгибе. Часть I. Мезоскопическая субструктура // Физическая мезомеханика. - 2004. — Т.7. — № 2. - С. 5-17.

29. A.V. Panin, A.R. Shugurov, J. Schreiber, H.-G. Chun. Special features of plastic deformation of thin metal films // Proceedings of the Sixth International Conference for Mesomechanics "MULTISCALING IN APPLIED. SCIENCE AND EMERGING TECHNOLOGY. Fundamentals and Applications in Mesomechanics", May 31 - June 4, 2004, Patras, Greece. - P. 16-22.

30. A.B. Панин, А.А. Сон, Ю.Ф. Иванов, В.И. Копылов. Особенности локализации и стадийности пластической деформации субмикрокристаллического армко-железа с полосовой фрагментированной субструктурой // Физическая мезомеханика. -2004.— Т. 7.-№3.-С. 5-16.

31. А.В. Панин. Особенности пластической деформации и разрушения технического титана и малоуглеродистой стали, подвергнутых ультразвуковой обработке И Физика металлов и металловедение. - 2004. - Т. 98. — Вып. 1.-С. 109-118.

32. А.В. Панин, М.С. Казаченок, В.А. Клименов, И.П. Чернов, Р.З. Валиев. Влияние водородной обработки на механические характеристики титана и его сплавов // Сборник докладов Второго международного семинара "Взаимодействие изотопов водорода с конструкционными материалами. IHISM-04". 12—17 апреля 2004 г., Саров, Россия. - С. 234-243.

33. А.В. Панин, А.Р. Шугуров, Ю. Шрайбер, К.В. Оскомов. Особенности пластической деформации и разрушения тонких металлических пленок при термическом и механическом нагружении // Физическая мезомеханика. — 2004. — Т. 7. - Спец. выпуск. Ч. 1. - С. 142-145.

t '

34. V.E. Egorushkin, V.E. Panin, A.V. Panin. Non-linear waves of plastic deformation and criteria of quasi-ductile fracture // Физическая мезомеханика. — 2004. - Т. 7. — Спец. выпуск. Ч. 1. - С. 343-346.

35. В.Е. Панин, А.В. Панин. Проблемы мезомеханики прочности и пластичности наноструктурных материалов // Известия вузов. Физика. — 2004. — Т. 47. - № 8. — С. 5-17.

36. А.В. Панин. Механическое поведение наводороженного технического титана ВТ1-0 // Физико-химическая механика материалов. - 2004. - Т. 40. - №6. - С.41-48.

37. Ю.Ф. Иванов, А.В. Панин, А.А. Сон и др. Структурная аттестация армко-железа, подвергнутого РКУ прессованию // Известия вузов. Физика. — 2005. - Т. 48. - X» 4. -С. 70-75.

38. А.В. Панин. Нелинейные волны локализованного пластического течения в наноструктурных поверхностных слоях твердых тел и тонких пленках // Физическая мезомеханика. - 2005. - Т. 8. - № 3. - С. 5-17.

39. А.А. Son, A.V. Panin, O.V. Mashkarova, V.I. Kopylov. Mechanism of localized-deformation macroband development in submicrocrystalline armco-iron // Proceedings of the 9th Korean-Russian International Symposium on Science and Technology "KORUS 2005", Russia, Novosibirsk, June 26 - July 2, 2005. - V. 3. - P. 536-540.

40. В.Е. Панин, A.B. Панин. Эффект поверхностного слоя в деформируемом твердом теле // Физическая мезомеханика. - 2005. - Т. 8. - № 5. - С. 7-15.

41. В.Е. Панин, А.В. Панин, Т.Ф. Елсукова, О.Ю. Кузина. Эффект "шахматной доски" в распределении напряжений и деформаций на интерфейсах в нагруженном твердом теле: экспериментальная верификация и механизмы мезоскопичсского каналирования // Физическая мезомеханика. — 2005. — Т. 8. — № 6.— С. 97-105.

42. В.Е. Панин, Т.Ф. Елсукова, А.В. Панин, О.Ю. Кузина. Мезосубструктура в поверхностных слоях поликристаллов при циклическом нагружении и ее роль в усталостном разрушении // Доклады Академии Наук. - 2005. — Т. 403. — № 3. — С. 1-6.

43. V.E. Panin, V.E. Egorushkin and A.V. Panin. Mesomechanics of structural materials with nanostructured surface layers // Proceedings of the Seventh International Conference on Mesomechanics "MATERIALS FOR SAFETY AND HEALTH". -August 1-4, 2005 Montreal, Canada - P. 231-238.

44. А.В. Панин, A.P. Шугуров, K.B. Оскомов, А.И. Сидоренко. Мезомеханика поведения тонких пленок Си на подложке при одноосном растяжении и термическом отжиге. Многоуровневый подход // Физическая мезомеханика. -2005. - Т. 8.-№ 4. - С. 27-35.

45. М.С. Казаченок, А.В. Панин, Ю.Ф. Иванов и др. Влияние термического отжига на механическое поведение технического титана ВТ1-0, имеющего субмикрокристаллическую структуру в поверхностном слое или в объеме материала // Физическая мезомеханика. - 2005. — Т. 8. — № 4. - С. 37-44.

46. В.Е. Панин, А.В. Панин. Масштабные уровни пластической деформации и разрушения наноструктурных материалов // Нанотехника. - 2005. - Т. 3. - С. 2842.

A.B. Панин, A.P. Шугуров, K.B. Оскомов. Исследование механических свойств тонких пленок Ag на кремниевой подложке методом наноиндентирования // • Физика твердого тела. - 2005. - Т. 47. - № 11. - С. 1973-1977.

Подписано в печать 10.01.2006. Формат 60x84Vi6- Печ. л. 2,2. Печать трафаретная. Тираж 100 экз. Заказ 4.

Издательство «В-Спектр», ИНН/КПП 7017129340/701701001, ОГРН 1057002637768 634055, г. Томск, пр. Академический, 13-24, Тел. 49—09—91. E-mail: bmwm@list.ru

Введение

Глава 1. Методика эксперимента

1.1. Материалы исследований

1.2. Методы исследований

1.2.1. Статические испытания

1.2.2. Методика наноиндентирования

1.2.3. Исследование содержания водорода

1.2.4. Исследование внутренней структуры

1.2.5. Исследование морфологии поверхности

1.2.6. Определение фрактальной размерности

1.2.6.1. Метод покрытия

1.2.6.2. Вычисление показателя Херста

1.2.6.3. Метод триангуляции

1.2.6.4. Особенности применения фрактального анализа в сканирующей туннельной / атомно-силовой микроскопии

1.3. Выводы по главе

Глава 2. Нанокристаллические тонкие пленки

2.1. Обоснование "шахматной" структуры напряжений и деформаций на границе раздела "пленка - подложка"

2.1.1. Пленки

2.1.1.1. Морфология поверхности пленок

2.1.1.2. Структура и фазовый состав пленок

2.1.1.3. Механические свойства пленок

2.1.2. Пленки См

2.1.2.1. Морфология поверхности пленок Си

2.1.2.2. Структура и фазовый состав пленок Си

2.1.2.3. Механические свойства пленок Си

2.1.3. Пленки Ag

2.1.3.1. Морфология поверхности тонких пленок Ag

2.1.3.2. Структура и фазовый состав пленок Ag

2.1.3.3. Механические свойства пленок Ag

2.1.4. Пленки Pd

2.1.5. Пленки Аи

2.1.6. Обсуждение экспериментальных данных

2.1.7. Выводы 95 2.2. Распространение волн локализованной пластической деформации в тонких нанокристаллических пленках в условиях "шахматного" распределения напряженно - деформированного состояния на границе раздела "пленка - подложка"

2.2.1. Механическое поведение полипропиленовой подложки при одноосном растяжении

2.2.2. Пластическая деформация пленок 77 при одноосном растяжении

2.2.3. Характер деформации пленок Си при одноосном растяжении

2.2.4. Динамическая теория нелинейных волн неупругой деформации как теоретическая основа нелинейных волн локализованной пластической деформации в виде двойных спиралей

2.2.5. Связь солитонов локализованного пластического течения в наноструктурных тонких пленках с "шахматным" распределением напряженно - деформированного состояния на границе раздела "пленка - подложка"

2.2.6. Выводы

Глава 3. Титан ВТ 1-0 в различных структурных состояниях

3.1. Особенности локализации деформации и механического поведения титана ВТ1-0 в различном структурном состоянии

3.1.1. Микроструктурные исследования

3.1.2. Особенности развития деформационного рельефа в процессе активного нагружения

3.1.2.1. Рекристаллизованный титан

3.1.2.2. Титан в состоянии поставки

3.1.2.3. Титан с субмикрокристаллическим поверхностным слоем

3.1.2.4. Субмикрокристаллический титан

3.1.3. Механические свойства ]

3.1.4. Обсуждение результатов

3.1.5. Выводы

3.2. Влияние термического отжига на характер локализации пластического течения нагруженных образцов

3.2.1. Титан, подвергнутый ультразвуковой обработке

3.2.1.1. Микроструктурные исследования

3.2.1.2. Особенности развития поверхностного деформационного рельефа

3.2.2. Титан, подвергнутый равноканальному угловому прессованию

3.2.2.1. Микроструктурные исследования

3.2.2.2. Особенности развития поверхностного деформационного рельефа

3.2.3. Исследование механических характеристик

3.2.4. Обсуждение результатов

3.2.5. Выводы

3.3. Влияние водородной обработки на механическое поведение технического титана, находящегося в различном структурном состоянии ]

3.3.1. Исследование структуры и элементного состава

3.3.2. Исследование механических характеристик

3.3.3. Особенности развития поверхностного деформационного рельефа при растяжении

3.3.4. Особенности развития поверхностного деформационного рельефа при знакопеременном изгибе

3.3.5. Обсуждение результатов 185 3.3.5. Выводы

Глава 4. Армко - железо и сплавы на его основе

4,1. Армко - железо

4.1.1. Характер пластической деформации и разрушения субмикрокристаллических образцов

4.1.1.1. Результаты микроструктурных исследований

4.1.1.2. Механизм распространения мезо- и макрополос локализованной деформации

4.1.1.3. Исследование механических характеристик субмикрокристаллического армко - железа

4.1.2. Влияние термического отжига на макролокализацию пластической деформации нагруженных образцов

4.1.2.1. Результаты микроструктурных исследований

4.1.2.2. Характер макролокализации деформации

4.1.2.3. Исследование механических свойств

4.1.3. Механическое поведение образцов армко - железа, подвергнутых ультразвуковой обработке

4.1.3.1. Результаты микроструктурных исследований

4.1.3.2. Особенности локализации пластического течения поверхностных слоев

4.1.3.3. Исследование механических характеристик

4.1.4. Обсуждение экспериментальных данных

4.1.5. Выводы

4.2. Малоуглеродистая сталь Ст

4.2.1. Результаты микроструктурных исследований

4.2.2. Особенности локализации пластического течения субмикрокристаллических поверхностных слоев

4.2.3. Исследование механических характеристик

4.2.4. Обсуждение

4.2.5. Выводы 261 4.3. Малоактивируемая сталь 16Х12В2ФТаР

4.3.1. Результаты металлографических исследований

4.3.2. Дюрометрические испытания

4.3.3. Испытания на трехточечный изгиб

4.3.3.1. Исследование пластической деформации на боковой поверхности нагруженных образцов

4.3.3.2. Исследование механических характеристик

4.3.4. Испытания на одноосное статическое растяжение

4.3.4.1. Исследование плоской поверхности нагруженного образца

4.3.4.2. Исследование механических характеристик

4.3.5. Обсуждение результатов

4.3.6. Выводы 272 Заключение 273 Литература

Актуальность темы

Более 20 лет назад была сформулирована концепция структурных уровней деформации твердых тел [1], которая стала рассматриваться как новая парадигма на стыке физики и механики деформируемого твердого тела. Структурные уровни деформации относятся к мезомасштабным уровням. Методология их иерархического самосогласования качественно отличается от одноуровневого подхода механики сплошной среды и теории дислокаций. Новый подход дал возможность вскрыть общие закономерности поведения деформируемых твердых тел как иерархических систем, позволил использовать синергетические принципы при объяснении явлений самосогласования пластического течения на различных структурных уровнях. Это привело к необходимости построения многоуровневой механики деформируемого твердого тела, которая получила название "физической мезомеханики" [2].

Согласно принципам физической мезомеханики, пластическое формоизменение нагруженного твердого тела осуществляется путем локальных структурных превращений, зарождающихся в зонах концентраторов внутренних напряжений и распространяющихся в полях их градиентов. Для поддержания квазиоднородного пластического течения вплоть до разрушения необходимо непрерывно создавать в объеме образца концентраторы напряжений различного масштаба. Центральную роль в создании таких распределенных концентраторов напряжений в нагруженном образце играют поверхностные слои и внутренние границы раздела. Они являются сугубо нелинейными системами, и их поведение требует новых подходов в традиционной теории дислокаций, в основе которой лежит трансляционная инвариантность равновесной кристаллической решетки.

К наиболее ранним систематическим исследованиям роли поверхности в процессе пластической деформации твердых тел относятся работы А.Ф. Иоффе

3], A.B. Степанова [4] и др. (20-30 гг.). Было показано, что удаление поверхностных слоев NaCl в процессе растяжения позволяет существенно повысить прочность и пластичность ионных кристаллов. Несколько позже на основании рентгеновских исследований H.H. Давиденков (1944) подтвердил гипотезу о том, что поверхностные зерна поликристаллических материалов пластически деформируются раньше, чем внутренние объемы материалов [5]. Исследование процессов растяжения образцов углеродистой стали позволили Л.А. Гликману (1949) также утверждать, что поверхностный слой является ослабленным из-за отсутствия атомов кристаллической решетки со стороны свободной поверхности [6]. В силу этого поверхностный слой должен иметь более низкий предел текучести и под действием пластической деформации упрочняться в большей степени по сравнению с объемом материала. В результате на стадии макроупругой деформации поверхностный слой из ослабленного превращается в более прочный.

Крамер (1964) выдвинул положение о том, что поверхностный слой с повышенной плотностью дислокаций является барьером, задерживающим выход на поверхность дислокаций, генерированных внутренними источниками [7]. Глубина такого приповерхностного слоя по данным различных авторов варьируется в пределах от среднего размера зерна [8] до 60.100 мкм [9]. Несмотря на малую толщину, приповерхностный слой оказывает существенное влияние на физико-механические свойства кристалла: в частности, на упругую стадию деформирования, предел пропорциональности и предел текучести, на общий характер кривой "напряжение - деформация" и различные стадии деформационного упрочнения (коэффициент деформационного упрочнения и длительность отдельных стадий), на процессы хрупкого и усталостного разрушения, ползучести, рекристаллизации и др. [10-13].

Тем не менее, в настоящее время не существует единого мнения, касающегося закономерностей пластического течения поверхностных слоев и их влияния на ход кривой "напряжение - деформация". В работах В.П. Алехина [10] убедительно продемонстрировано, что часть исследователей считают, что поверхностный слой упрочняется в большей мере, чем объем материала, в то время как другие придерживаются противоположной точки зрения. Наконец, третьи убеждены, что поверхностный слой упрочняется в равной степени с остальным объемом материала.

Согласно синергетическим принципам физической мезомеханики [1417], первичные упругопластические сдвиги в нагруженном твердом теле зарождаются на свободной поверхности и распространяются в поверхностном слое в направлении максимальных касательных напряжений. Любой сдвиг осуществляется по схеме: первичный (базовый) концентратор напряжений -релаксационный сдвиг со стесненным поворотом, формирующим локальную зону изгиба кручения как вторичный концентратор напряжений - последующий релаксационный сдвиг и т.д. Релаксационные сдвиги в поверхностном слое реализуются потоками деформационных дефектов, которые распространяются в виде спектра волн различной длины (от субмикронного до миллиметрового диапазонов).

Сопряжение более деформированного поверхностного слоя с основным объемом материала приводит к гофрированию поверхностного слоя [15]. В складках поверхностного слоя локализуется сильно выраженная кривизна кристаллической решетки, обусловливающая возникновение концентраторов напряжений различного масштаба. Поэтому поверхностный слой в деформируемом твердом теле подобен "насосу", который непрерывно закачивает деформационные дефекты в объем материала. Это также должно влиять на стадийность кривой "напряжение - деформация", общий уровень пластичности и прочности материала. С позиций физической мезомеханики роль поверхностного слоя в пластичности и прочности материала должна рассматриваться на основе многоуровневого подхода в рамках схемы самосогласованного поведения "поверхностный слой - подложка (основной объем материала)".

Появление сканирующей туннельной микроскопии позволило систематически изучить зарождение и динамику распространения потоков дефектов в поверхностных слоях деформируемых твердых тел [18-23]. Впервые подобные исследования были проведены в работах [19-22]. Авторы [19-22] обнаружили появление стационарных и нестационарных дефектов нанометровых размеров на поверхности металлов Аи, Си, Мо, Рс1, деформируемых под постоянной нагрузкой. Однако в силу легкого зарождения дислокаций и их ухода в объем материала, в поверхностных слоях указанных металлов не удается сформировать протяженные потоки дефектов.

В работе [18] была выдвинута идея, что удобным объектом для обнаружения потоков дефектов в поверхностных слоях деформируемого твердого тела является дуралюмин. Наличие тонкой окисной пленки на поверхности дуралюмина увеличивает число структурных конфигураций в его поверхностном слое. Это, во-первых, способствует развитию в поверхностном слое потоков дефектов недислокационной природы (например, по механизму Бейна). Во-вторых, окисная пленка усиливает несовместность деформаций поверхностного слоя и основного объема материала. В результате поток поверхностных деформационных дефектов при своем распространении должен создавать зоны изгиба-кручения, генерирующие дислокации на поверхности нагруженных образцов. Действительно, при растяжении образцов дуралюмина авторы [18] наблюдали концентрические фронты дефектов, состоящие из цепочек ямок, обусловленных зарождением дислокаций и их уходом в объем материала. Расстояние между цепочками ямок составляет -10 нм. Проведенные оценки показали, что толщина "эффективного" поверхностного слоя, в котором распространяется поток дефектов, не превышает 100 нм.

Учитывая, что на дислокационном (микромасштабном) уровне механизм влияния поверхностного слоя на макромеханические характеристики материала достаточно хорошо изучен [10-13], в представленной работе большое внимание уделено изучению данной проблемы на мезо- и макромасштабных уровнях. Автономный характер пластического течения поверхностного слоя в рамках концепции деформируемого твердого тела как многоуровневой системы наиболее наглядно проявляется в наноструктурных материалах. Создание и высокодефектной дислокационной субструктуры блокирует дислокационную деформацию на микромасштабном уровне, так как необходимые для этого микроконцентраторы напряжений эффективно релаксируют в сдвигонеустойчивой прослойке дефектной фазы. Использование в последние годы приборов нового поколения, обладающих высокой разрешающей способностью и возможностью сканирования протяженных областей исследования, вскрыло новые механизмы локализованного пластического течения в поверхностных слоях деформируемого твердого тела [18,23-32 и др.]. Среди них особое место занимает механизм распространения в наноструктурированных поверхностных слоях нагруженных образцов нелинейных волн в виде двойных спиралей [23-28]. Он качественно отличается от известных в литературе нелинейных волн локализованного пластического течения, описываемых на основе традиционных представлений синергетики: движение бегущего импульса в возбудимой диссипативной среде, волны переключения, фазовые волны, волны заселения [33].

В работе [28] была выдвинута концепция, что нелинейные волны локализованного пластического течения в наноструктурированных поверхностных слоях деформируемого твердого тела в виде двойных спиралей могут быть удовлетворительно описаны в рамках полевой теории неупругой деформации [34,35]. Данная теория не учитывает диссипативные процессы при распространении потоков деформационных дефектов и строго применима только на стадии неупругой деформации. Естественно, что полевая теория [34,35] может описывать только специфические процессы локализованного пластического течения в деформируемом твердом теле, поскольку пластическая деформация кристалла есть диссипативный процесс по своей природе. Неравновесный наноструктурный поверхностный слой как раз является такой средой, в которой могут распространяться нелинейные волны локализованного пластического течения в виде двойных спиралей в соответствии с полевой теорией [34,35].

Представляет интерес сравнить три различных случая наноструктурных материалов: напыленные тонкие пленки, а также объемные материалы, имеющие неравновесную нанокристаллическую структуру в тонком поверхностном слое или во всем объеме. Сопоставление результатов, получаемых при нагружении данных систем, позволит однозначно выявить автономный характер деформации поверхностных слоев.

Несмотря на большое количество работ, посвященных исследованию характера пластической деформации и разрушения металлических пленок при различных видах нагружения (термоциклирование [36-38], испытания на усталость [39,40], наноиндентирование [41-43], одноосное растяжение [44-46], пропускание электрического тока высокой плотности [47-49] и др.), до сих пор нет адекватного описания их поведения как многоуровневой системы. Это обусловлено сильной неравновесностью тонких пленок, наличием внутренних границ раздела и сложностью мезомеханики самосогласования в системе "пленка - подложка" вследствие различия их механических характеристик.

Исследованию механического поведения объемных наноструктурных материалов также посвящено большое число работ [50-136]. В настоящей работе материалом исследований выбрали титан, армко - железо и сплавы на его основе, имеющие различный тип кристаллической решетки. В качестве метода создания нано- и субмикрокристаллического состояния в объеме материала использовали равноканальное угловое прессование, позволяющее, в зависимости от режима, легко создавать любой тип дислокационных субструктур. В отличие от прессования, ультразвуковая ударная обработка обеспечивает значительное изменение дислокационной структуры только тонкого приповерхностного слоя [137-155]. Согласно [155], пластическое деформирование под действием ультразвукового инструмента осуществляется в основном скольжением по параллельным плоскостям. Однако сильно развитое поперечное скольжение и высокая подвижность дислокаций приводят к образованию равноосных областей высокой плотности дислокаций, создающих впечатление множественного скольжения.

К настоящему времени структура, свойства и механическое поведение субмикрокристаллического армко-железа и технического титана подробно изучены [52-56,63,74-78,86-91,114-119]. Было показано, что наряду с малым размером зерен значительный вклад в увеличение прочностных свойств вносит дефектная структура границ зерен, которая связана с высокими упругими напряжениями, повышенной плотностью зернограничных дислокаций и значительными искажениями кристаллической решетки в приграничных областях. В то же время сильнонеравновесные нано- и субмикрокристаллические материалы обладают чрезвычайно низкой пластичностью: пластическая деформация локализуется практически с самого начала нагружения и развивается без деформационного упрочнения. Тем не менее, механизм локализации пластического течения изучен крайне недостаточно [54,103,107,156].

Для выявления корреляции между нано- и субмикрокристаллической структурой и характером локализации пластической деформации на различных масштабных уровнях можно использовать термический отжиг при постепенно повышающихся температурах. Несмотря на то, что к настоящему времени опубликовано большое количество работ, посвященных проблемам термической стабильности наноструктурных материалов [27,50,121-136], исследования в основном посвящены эволюции структуры и ее влияния на механические свойства. В то же время остается не выясненным воздействие термического отжига на характер распространения полос локализованной пластической деформации.

Для выявления автономного характера деформации поверхностных слоев, а также для подтверждения определяющей роли поверхности в процессах пластической деформации и разрушения твердых тел имеет смысл модифицировать тонкий приповерхностный слой технического титана, находящегося в различных структурных состояниях, путем водородной обработки. Проблема водородной обработки титана и его сплавов в последние годы по-прежнему остается актуальной [157-173]. Растворенный в металлах водород может приводить к существенному изменению механических и физико-химических свойств конструкционных материалов и оказывать на них как отрицательное, так и благоприятное (с точки зрения эксплуатационных характеристик) воздействие. В одних случаях водород вызывает охрупчивание [173-175], в других - увеличение пластичности металлов [160,164,174,176-178].

Было сформулировано новое научное направление - водородная технология титановых сплавов [167,170-172,179], которая включает в себя водородное пластифицирование, термоводородную обработку, компактоводородные процессы. Водородное пластифицирование используется в производстве полуфабрикатов из труднодеформируемых высокожаропрочных титановых сплавов. Термоводородная обработка, основанная на обратимом легировании водородом, позволяет увеличить прокаливаемость титановых сплавов, переводить термически неупрочняемые псевдо «-сплавы в класс термически упрочняемых (cc+fi)-сплавов, легко преобразовывать грубые пластинчатые структуры в мелкозернистые глобулярные. Обусловленные водородом эффекты позволяют получать пресс-изделия (прутки, уголки, трубы и т.д.) из титановой стружки без ее переплавления. Эта технология включает в себя получение брикетов холодным компактированием, наводороживание, горячее прессование, термоводородную обработку и отжиг в вакууме [169].

Свойства наводороженных образцов определяются концентрацией водорода в металле, а, следовательно, и условиями обработки, исходным состоянием металла (состоянием поверхностного слоя, формой и размером зерна, количеством дефектной фазы, уровнем внутренних напряжений и т.д.) [162,174]. В работе [180] было показано, что создание субмикрокристаллического состояния в тонком поверхностном слое или во все объеме технического титана ВТ1-0 путем ультразвуковой обработки или равноканального углового прессования позволяет в широких пределах изменять его прочность и пластичность. Представляет интерес изучить влияние структурного состояния титана на его способность к поглощению водорода и изменение механических свойств под действием наводороживания.

В заключении необходимо отметить, что настоящая работа является одной из первых, посвященных изучению мезомеханики поверхностных слоев материалов, имеющих наноструктуру во всем объеме или только в поверхностных слоях, а также в напыленных тонких пленках, в полях внешних воздействий. Актуальность представляемой работы дополнительно усиливается востребованностью подобных исследований для многочисленных приложений: наноструктурирование как новый перспективный метод упрочнени, управление макромеханическими характеристиками материалов через изменение состояния их поверхностных слоев, деградация тонких пленок и многослойных материалов для электроники внешних полях и др.

Цель работы

Исследовать масштабные уровни деформации в поверхностных слоях нагруженных твердых тел и напыленных тонких пленках. В рамках многоуровневой модели деформируемого твердого тела изучить механизмы влияния поверхностного слоя на развитие деформации в объеме материала. Основное внимание уделить изучению материалов в наноструктурном состоянии (во всем объеме или только в поверхностных слоях) и напыленных тонких пленок, в которых пластическая деформация преимущественно развивается на мезо- и макромасштабных уровнях.

В соответствии с целью работы были поставлены следующие задачи. исследовать характер пластической деформации и разрушения простейшей двухуровневой системы "наноструктурные тонкие пленки на подложках" при различных видах нагружения, вскрыть роль границы раздела "пленка -подложка";

- изучить основные закономерности распространения полос локализованной пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях в образцах технического титана ВТ1-0, армко - железа, малоуглеродистой стали Ст 3 и малоактивируемой стали 16Х12В2ФТаР, имеющих наносубмикро-) кристаллическую структуру в тонком поверхностном слое или во всем объеме материала; установить взаимосвязь локализации деформации в поверхностном слое на мезо- и макромасштабном уровнях со стадийностью кривых "напряжение -деформация"; путем последовательного термического отжига при постепенно повышающихся температурах выявить корреляцию между нано- и субмикрокристаллической структурой и характером локализации пластической деформации на различных масштабных уровнях; за счет наводороживания тонкого поверхностного слоя продемонстрировать влияние состояния поверхности на характер пластической деформации и механические свойства образцов титана ВТ 1-0, находящегося в различных структурных состояниях; в рамках многоуровневого подхода построить физическую модель, описывающую развитие пластической деформации в поверхностных слоях нагруженных твердых тел в условиях несовместности деформации поверхностного слоя и основного объема материала.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Поверхностный слой любого твердого тела является важной функциональной подсистемой, отклик которой на внешние воздействия различной природы (механические, тепловые и т.д.) существенно отличен от поведения основного объема материала. При механическом нагружении твердого тела как многоуровневой системы поверхностный слой является ведущим мезоскопическим структурным уровнем пластической деформации, существенно влияющим на развитие пластического течения в объеме материала.

2. Механическое поведение наноструктурных материалов особенно сильно зависит от состояния их поверхностных слоев. Это связано с интенсивным развитием механизмов деформации мезо- и макромасштабных уровней: самосогласованные некристаллографические мезо- и макрополосы, ориентированные по сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений, двойные спирали мезополос. Соотношение вкладов сдвигов различных масштабных уровней определяет механическое поведение наноструктурных материалов.

3. На интерфейсе "неравновесный высокодефектный поверхностный слой -основной объем материала" или "напыленная тонкая пленка - подложка" возникает "шахматный" характер распределения напряженно-деформированного состояния. Он определяет специфические механизмы деформации поверхностного слоя наноструктурных материалов на мезо- и макромасштабных уровнях.

4. Обнаружен новый механизм деформации на мезомасштабном уровне в наноструктурированных поверхностных слоях твердых тел и тонких пленках - развитие локализованного пластического течения в виде двойных спиралей. В его основе лежит мезомеханика многоуровневого взаимодействия в подсистеме "неравновесный высокодефектный поверхностный слой - его интерфейс с подложкой", имеющий "шахматную" структуру распределения напряженно - деформированного состояния.

5. Возникающая перед разрушением материала макролокализация пластического течения развивается как самостоятельная стадия. Ведущим механизмом деформации на этой стадии является формирование и самосогласованное развитие двух макрополос локализованной деформации, ориентированных вдоль направлений максимальных касательных напряжений по схеме креста или диполя. Нарушение этого самосогласования вызывает распространение трещины как поворотной моды деформации и разрушение материала.

6. Введение в процессе электролитического наводороживания малой концентрации водорода в поверхностный слой технического титана ВТ 1-0 обусловливает его пластифицирование при одновременном повышении его пределов текучести и прочности. Формирование интерфейса "тонкий наводороженный поверхностный слой - основной объем материала" вызывает интенсивное развитие мезополос локализованной деформации в виде двойных спиралей, что задерживает развитие макролокализации деформации в образце и его разрушение. Растрескивание в процессе растяжения тонкого наводороженного слоя сопровождается снижением макромеханических характеристик образца и его пластичности.

7. Полосовая фрагментированная структура является эффективным барьером для развития сдвиговой деформации на микро-, мезо- и макромасштабных уровнях. В конструкционных материалах наноструктурированный поверхностный слой в сочетании с полосовой структурой в тонком поверхностном подслое позволяет одновременно увеличить их прочность и пластичность.

Научная новизна

Развито новое научное направление в описании деформируемого твердого тела как многоуровневой системы, в которой поверхностные слои являются самостоятельным мезоскопическим структурным уровнем деформации. В них развиваются нелинейные волновые процессы пластического течения, существенно влияющие на характер деформации и разрушения всего объема материала. На этой основе разработан принципиально новый метод упрочнения материалов путем создания в них наноструктурных поверхностных слоев с барьерным подслоем. Он обеспечивает повышение прочности материала с одновременным увеличением его пластичности.

Научная и практическая значимость:

Показано, что высокая прочность и низкая пластичность наноструктурных материалов обусловлены подавлением в них кристаллографических сдвигов на микроуровне и интенсивным развитием мезо- и макрополос локализованной пластической деформации. Последующий термический отжиг уменьшает локализацию деформации на мезо- и макромасштабных уровнях, обусловливая более однородное вовлечение в одновременное пластическое течение большего объема материала. Это увеличивает как прочность, так и пластичность материала.

Установлено, что полосовая фрагментированная наноструктура во всем объеме материала или только в его поверхностных слоях способствует развитию макрополос локализованной пластической деформации, самосогласованных по схеме диполя, креста или продольной зигзагообразной волны полного внутреннего отражения. С инженерной точки зрения макролокализация пластического течения всегда очень опасна.

На основе многоуровнего подхода разработан принципиально новый метод упрочнения конструкционных материалов путем создания в них наноструктурных поверхностных слоев с барьерным подслоем. Он позволяет повышать прочность материала с одновременным увеличением его пластичности.

Показано, что шероховатость поверхностей тонких пленок демонстрирует скейлинговое поведение, что позволяет описывать их как самоаффинные фракталы. Разработан метод аттестации шероховатости поверхностей тонких пленок, основанный на вычислении фрактальной размерности изображений, получаемых с помощью сканирующей туннельной и атомно-силовой микроскопии.

Апробация работы:

Основные результаты работы докладывались и обсуждались на следующих международных конференциях:

Third International Conference for Mesomechanics "MESOMECHANICS 2000"" (Xi'an, China), "Korea-Russia International Symposium on Science and Technology (Ulsan, Repablic of Korea, 2000, 2003, Томск, 2001, 2004); EUROMECH COLLOQUIUM 418 "FRACTURE ASPECTS IN MANUFACTURING" (Москва, 2000), International Workshop "Mesomachanics: Foundations and Applications" (Томск 2001, 2003), XVII Межреспубликанская конференция Численные методы решения задач теории упругости и пластичности (Новосибирск 2001), Международный междисциплинарный симпозиум "Фракталы и прикладная синергетика" (Москва 2001), Международный симпозиум "Тонкие пленки в оптике и электронике" (Харьков, Украина, 2002, 2003), International Conference "Nanomaterials by Severe Plastic Deformation - NANOSPD2" (Vieena, Austria, 2002), 4th International Conference on New Challenges in Mesomechanics "MESOMECHANICS 2002" (Aalborg, Denmark), "7th АРАМ topical seminar "Multilayered Structures and Coatings"" (Guangzhou, China, 2002), Международная научно-техническая конференция "Тонкие пленки и слоистые структуры - 2002" (Москва), "The International Symposium "Chemical Vapor Deposition XVI and EUROCVD 14"" (Paris, France, 2003); VI Всероссийской (международной) конференции "ФИЗИКОХИМИЯ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ (НАНО-) СИСТЕМ" (Томск 2003), X АРАМ topical seminar and III Conference "Materials of Siberia" "Nanoscience and Technology" (Новосибирск, 2003), "International Workshop "Mesomachanics: Foundations and Applications'2003"" (Tokyo, Japan), Международная конференция "СОВРЕМЕННЫЕ ПРОБЛЕМЫ ФИЗИКИ И ВЫСОКИЕ ТЕХНОЛОГИИ" (Томск, 2003), Второй международный семинар "Взаимодействие изотопов водорода с конструкционными материалами. IHISM-04" (Саров, 2004), "The Sixth International Conference for Mesomechanics "MULTISCALING IN APPLIED SCIENCE AND EMERGING TECHNOLOGY" (Греция, 2004), "Международная конференция по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов" (Томск, 2004), 1Г АРАМ seminar "The Progresses in Functional Materials" (Ningbo, China, 2004), Научно-практическая конференция материаловедческих обществ России "Создание материалов с заданными свойствами: методология и моделирование" (Звенигород, 2004), 1 Ith International conference on fracture (Turin, Italy, 2005), II Всероссийская научная конференция "Материалы ядерной техники" (Туапсе, 2005).

Публикации:

Основное содержание диссертации изложено в 47 работах, опубликованных в рецензируемых отечественных и зарубежных журналах, а также трудах международных конференций. Перечень публикаций приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации:

Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения и списка литературы. Общий объем работы составляет 311 страниц, включая 186 рисунков, 7 таблиц, библиографический список содержит 303 наименования.

4.3.6. Выводы

1. Для повышения прочностных характеристик образцов с одновременным увеличением их пластичности необходимо реализовать развитие деформации в неравновесных высокодефектных поверхностных слоях на мезомасштабном уровне путем локализованного пластического течения в виде двойных спиралей переплетающихся мезополос. При этом требуется сохранить в объеме материала дислокационные механизмы деформации микромасштабного уровня. В высокопрочных материалах в условиях исходной низкой подвижности дислокаций воздействием на тонкий поверхностный слой можно существенно повысить только предел текучести и прочность материала, однако его пластичность при этом, как правило, снижается.

2. Варьируя исходное состояние стали 16Х12В2ФТаР и режимы термомеханической обработки можно получить материалы с необходимым уровнем механических свойств.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В работе подробно изучено развитие пластического течения на мезо- и макромасштабных уровнях в поверхностных слоях титана, армко - железа, малоуглеродистой и высоколегированной сталей, а также в сильно неравновесных тонких пленках, напыленных на кремниевую или полипропиленовую подложки. Структурное состояние поверхностного слоя изменяли ультразвуковой обработкой, последующими отжигами, а также наводороживанием (в случае титана).

Использование просвечивающей и растровой электронной микроскопии, сканирующей туннельной и атомно - силовой микроскопии, оптико-телевизионного измерительного комплекса ТОМ8С высокого разрешения в сочетании с многоуровневым подходом физической мезомеханики позволили сделать следующие выводы:

1. Поверхностные слои в нагруженном твердом теле являются важным мезоскопическим структурным уровнем пластической деформации, который оказывает существенное влияние на развитие деформации в объеме материала. В основе этого влияния лежит необходимость совместности деформации на границе раздела "поверхностный слой -основной объем материала". Корректное описание данного эффекта может быть проведено только на основе многоуровневой модели деформируемого твердого тела.

2. Для тонкого "девственного" поверхностного слоя его опережающее (по сравнению с объемом материала) пластическое течение вызывает формирование поверхностной складчатой структуры. В зонах сильно выраженной локальной кривизны в складках зарождаются дислокации, уходящие вглубь материала. В данных условиях поверхностный слой является эффективным генератором дислокаций и ускоряет возникновение макролокализации деформации, завершающейся разрушением образца.

3. Если подавить генерацию дислокаций в поверхностном слое, то предел текучести и сопротивление деформации возрастают. При сохранении в объеме материала дислокационных механизмов деформации микромасштабного уровня повышение прочности материала счет подавления генерации дислокаций в поверхностном слое может сопровождаться возрастанием его пластичности. В высокопрочных материалах в условиях низкой подвижности дислокаций воздействием на тонкий поверхностный слой можно существенно повысить предел текучести и прочность материала, но его пластичность при этом снижается.

4. Деформация в неравновесных высокодефектных поверхностных слоях при растяжении образцов развивается на мезомасштабном уровне путем локализованного пластического течения в виде двойных спиралей переплетающихся мезополос. Деформация внутри мезополос осуществляется сдвигом относительно друг друга экструдируемых вовне ламелей. Такой механизм пластического течения поверхностного слоя задерживает накопление в нем дислокаций, замедляет рост его толщины и прочностных характеристик. В условиях двухуровневого сопряжения с подложкой это предотвращает развитие макролокализации деформации и снижение пластичности. В результате одновременно увеличиваются как прочность, так и пластичность материала.

5. Новый механизм деформации мезомасштабного уровня в виде распространения двойных спиралей мезополос локализованного пластического течения обнаружен и при растяжении неравновесных металлических пленок, напыленных на полипропиленовую подложку. Это подтверждает заключение о том, что в основе нового механизма деформации лежит эффект сопряжения двух сред на границе раздела "тонкая пленка (поверхностный слой) - подложка", и для его описания необходимо построение многоуровневой модели деформируемого твердого тела.

6. Распространение одномерной задачи Г.П. Черепанова [232] о пространственной осцилляции нормальных и касательных напряжений на границе раздела двух сред с различными коэффициентами термического расширения на двумерный случай приводит к заключению о "шахматном" распределении напряженно - деформируемого состояния на интерфейсе "тонкая пленка - подложка". Это подтверждается клеточной структурой металлических пленок, возникающей при диффузионном перераспределении материала неравновесных пленок на кремниевой подложке при повышенных температурах. Теоретические расчеты [248] распределения напряжений и деформаций на границе раздела двух нагруженных сред с различными модулями упругости также привели к заключению о "шахматном" распределении на их интерфейсе напряженно-деформированного состояния.

7. На основе концепции о "шахматном" распределении нормальных и касательных напряжений на границе раздела "поверхностный слой (напыленная пленка) - подложка" и теории [34,35] о нелинейных волнах локализованного пластического течения предложен механизм деформации на мезомасштабном уровне в виде распространения двойных спиралей мезополос экструдированного материала.

8. На стадии предразрушения в упрочненном поверхностном слое деформируемого образца образуется макрогофр в виде стоячей волны, длина которой соизмерима с длиной образца. В месте максимальной амплитуды гофра появляется макроконцентратор напряжений, который формирует шейку, обусловливающую глобальную потерю сдвиговой устойчивости нагруженного образца. Возникающая перед разрушением материала макролокализация пластического течения развивается как самостоятельная стадия. Ведущим механизмом деформации на этой стадии является формирование и самосогласованное развитие двух макрополос локализованной деформации, ориентированных по схеме креста или диполя. Нарушение этого самосогласования обуславливает развитие трещины как поворотной моды деформации и разрушение материала. С инженерной точки зрения макролокализация пластического течения всегда очень опасна.

9. Полосовая фрагментированная субструктура является эффективным барьером для развития сдвиговой деформации на микро- и мезомасштабном уровнях. Данный эффект позволяет рекомендовать полосовую фрагментированную структуру как барьерный подслой при поверхностном модифицировании материалов.

10. На основе многоуровнего подхода разработан принципиально новый метод упрочнения материалов путем создания в них наноструктурных поверхностных слоев с барьерным подслоем. Он обеспечивает увеличение прочности материала с одновременным увеличением его пластичности. Разработанный метод применен для упрочнения малоактивируемой стали 16Х12В2ФТаР, что позволяет существенно повысить ее эксплуатационные характеристики.

1. Структурные уровни пластической деформации и разрушения / Панин В.Е., ГриняевЮ.В., Данилов В.И. и др. - Новосибирск: Наука. Сиб. отд-ние, 1999.-255 с.

2. Панин В.Е. Основы физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. 1998. - Т. 1. - № 1. - С. 5-22.

3. Иоффе А.Ф. Физика кристаллов. М.; Л.: ОГИЗ, 1929. - 250 с.

4. Степанов А.В., Милькоманович Е.А. Влияние растворения на искусственное сдвигообразование // Журнал экспериментальной и теоретической физики. 1951. - Т. 21. -№ 3. - С. 409-412.

5. Давиденков Н.Н. Изучение пластической деформации посредством рентгеноанализа // Журнал экспериментальной и теоретической физики.- 1944.-Т. 14.-№9.-С. 506-514.

6. Гликман Л.А., Санфирова Т.П., Степанов В.А. О возникновении остаточных напряжений первого рода при растяжении. II (К вопросу о наличии ослабленного поверхностного слоя) // Журнал технической физики. 1949. - Т. 19. - № 3. - С. 327-330.

7. Kramer I.R., Feng С. The effect of the surface removal on the yield point phenomena of metals // Trans, of AIME. 1965. - V. 223. - P. 1467-1473.

8. Иванова B.C., Терентьев В.Ф. // Физика и химия обработки материалов.- 1970. -№ 1.-С. 79-85.

9. Kramer I.R. Surface layer effects on the mechanical behaviour of metals // Advanced Mech. and Phys. Surface. 1986. - V. 3. - P. 109-260.

10. Алехин В.П. Физика прочности и пластичности поверхностных слоев материалов. М.: Наука, 1983. - 320 с.

11. Иванова B.C. Синергетика. Прочность и разрушение металлических материалов. М.: Наука, 1992. - 160 с.

12. Терентьев В.Ф. Усталость металлических материалов. М.: Наука, 2003. - 248 с.

13. Терентьев В.Ф. Усталостная прочность металлов и сплавов. -М.: Интермет Инжиниринг, 2002. 288 с.

14. Панин В.Е. Поверхностные слои нагруженных твердых тел как мезоскопический структурный уровень деформации // Физическая мезомеханика. 2001. - Т. 4. - №3. - С. 5-22.

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

16. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: В 2 т. / В.Е. Панин, В.Е. Егорушкин, П.В. Макаров и др. -Новосибирск: Наука. Сибирская издательская фирма РАН, 1995. Т. 1, 298 с. - Т. 2, 320 с.

17. Панин В.Е. Поверхностные слои как синергетический активатор пластического течения нагруженного твердого тела // Металловедение и термическая обработка металлов. 2005. - № 7. - С. 62-68.

18. Веттегрень В.И., Рахимов С.Ш., Светлов В.Н. Исследование динамики субмикродефектов на поверхности нагруженного молибдена при помощи туннельного профилометра // Физика твердого тела. 1996. -№ 4.-С. 1142-1148.

19. Веттегрень В.И., Рахимов С.Ш., Светлов В.Н. Динамика нанодефектов на поверхности нагруженного золота // Физика твердого тела. 1998. -№ 12.-С. 2180-2183.

20. Веттегрень В.И., Рахимов С.Ш., Светлов В.Н. Исследование эволюции рельефа поверхности нагруженных образцов меди при помощи растрового туннельного профилометра // Физика твердого тела. 1995. -№4.-С. 913-921.

21. Веттегрень В.И., Рахимов С.Ш., Светлов В.Н. Исследование эволюции рельефа поверхностей отожженных образцов Си и Pd под нагрузкой // Физика твердого тела. 1997. -№ 9. - С. 1560-1563.

22. Панин А.В., Клименов В.А., Абрамовская H.JL, Сон А.А. Зарождение и развитие потоков дефектов на поверхности деформируемого твердого тела // Физическая мезомеханика. 2000. - Т. 3. - № 1. - С. 83-92.

23. Панин А.В., Панин В.Е., Почивалов Ю.И. и др. Особенности локализации деформации и механическое поведение титана ВТ1-0 в различных структурных состояниях // Физическая мезомеханика. 2002. -Т. 5.-№4.-С. 73-84.

24. Panin A.V., Klimenov V.A., Pochivalov Yu.I. et al. The effect of ultrasonic treatment on mechanical behavior of titanium and steel specimens // Theoretical and Applied Fracture Mechanics. 2004. - V. 41. - No. 1-3. - P. 163-172.

25. Панин A.B. Особенности пластической деформации и разрушения технического титана и малоуглеродистой стали, подвергнутых ультразвуковой обработке // Физика металлов и металловедение. 2004. -Т. 98.-Вып. 1.-С. 109-118.

26. Egorushkin V.E., Panin V.E., Panin A.V. Non-linear waves of plastic deformation and criteria of quasi-ductile fracture // Физическая мезомеханика. 2004. - T.7. - Спец. выпуск. Ч. 1. - С. 343-346.

27. Дерюгин Е.Е., Панин В.Е., Шмаудер 3., Стороженко И.В. Эффекты локализации деформации в композитах на основе Al с включениями А1203 // Физическая мезомеханика. 2001. - Т. 4. - № 3. - С. 35-48.

28. Тойоока С., Маджарова В., Жанг К., Супрапеди. Исследование элементарных процессов пластической деформации с помощью динамической спекл-интеферометрии // Физическая мезомеханика. -2001. Т. 4. -№ 3. - С. 23-28.

29. Йошида С. Оптико-интерферометрические исследования деформации и разрушения на основе физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. 1999. - Т. 2. - № 4. - С. 5-12.

30. Зуев Л.Б., Данилов В.И. Медленные автоволновые процессы при деформации твердых тел // Физическая мезомеханика. 2003. - Т. 6. -№ 1.-С. 75-94.

31. Лоскутов А.Ю., Михайлов A.C. Введение в синергетику. М.: Наука, 1990.-270 с.

32. Егорушкин В.Е. Динамика пластической деформации. Волны локализованной пластической деформации в твердых телах // Известия вузов. Физика. 1992. - №4. - С. 19-41.

33. Егорушкин В.Е. Динамика пластической деформации. Волны локализованной пластической деформации в твердых телах // Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов. Под ред. В.Е. Панина. Новосибирск: Наука, 1995. - Т. 1. -С. 50-77.

34. Kobrinsky M.J., Thompson C.V. The thickness dependence of the flow stress of capped and uncapped polycrystalline Ag thin films // Applied Physics Letters. 1998. -V. 73. - No. 17. - P. 2429-2431.

35. Baker S.P., Kretschmann A., Arzt E. Thermomechanical behavior of different texture components in Си thin films // Acta Materialia. 2001. - V. 49. -P. 2145-2160.

36. Dehm G., Balk T.J., Edongue H., Arzt E. Small-scale plasticity in thin Си and Al films // Microelectronic Engineering. 2003. - V. 70. - P. 412-424.

37. Schwaiger R., Kraft 0. High cycle fatigue of thin silver films investigated by dynamic microbeam deflection // Scripta Materialia. 1999. - V. 41. - No. 8. -P. 823-829.

38. Schwaiger R., Kraft O. Size effects in the fatigue behavior of thin Ag film // Acta Materialia.-2003.-V. 51.-P. 195-206.

39. Ruud J.A., Jervis T.R., Spaepen F. Nanoindentation of Ag/Ni multilayered thin films // Journal of Applied Physics. 1994. - V. 75. - No. 10. - P. 49694974.

40. Suresh S., Nieh T.-G., Choi B.W. Nanoindentation of copper thin films on silicon substrates // Scripta Materialia. -1999. V.41. - No. 9. - P.951-957.

41. Панин A.B., Шугуров A.P., Оскомов K.B. Исследование механических свойств тонких пленок Ag на кремниевой подложке методом наноиндентирования // Физика твердого тела. 2005. - Т. 47. - Вып. 11. -С. 1973-1977.

42. Н. Huang, F. Spaepen. Tensile testing of free-standing Си, Ag and Al thin films and Ag/Cu multilayers // Acta Materialia. 2000. - V. 48. - P. 32613269.

43. Alaca B.E., Saif M.T.A., Sehitoglu H. On the interface debond at the edge of a thin film on a thick substrate // Acta Materialia. 2002. - V. 50. - P. 11971209.

44. Foecke Т., Kramer D.E. In situ ТЕМ observations of fracture in nanolaminated metallic thin films // International Journal of Fracture. 2003. -V. 119/120.-P. 351-357.

45. Aguilar M, Oliva A.I, Quintana P, Pena J.L. Electromigration in gold thin films//Thin Solid Films. 1998.-V. 317.-No. 1-2.-P. 189-192.

46. Panin A.V., Shugurov A.R., Schreiber J. Fractal analysis of electromigration-induced changes of surface topography in Au conductor lines // Surface Science.-2003.-V. 524.-No. 1-3.-P. 191-198.

47. Panin A.V., Chun H.-G., Shugurov A.R., Panin S.V., Pykhtin N.V. The effect of high-density electric current on thin Ag films // Acta Metall. Sinica (English Letters). 2003. - V. 16. - No. 4. - P. 249-255.

48. Валиев P.3., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000. - 272 с.

49. Гусев А.И., Ремпель А.А. Нанокристаллические материалы. М.: Физматлит. - 2000. - 224 с.

50. Колобов Ю.Р., Кашин О.А., Сагымбаев Е.Е. и др. Структура, механические и электрохимические свойства ультрамелкозернистого титана // Известия вузов. Физика. 2000. - № 1. - С.77-85.

51. Колобов Ю.Р., Кашин О.А., Дударев Е.Ф. и др. Влияние ультразвукового деформирования поверхности на структуру и механические свойства поликристаллического и наноструктурного титана // Известия вузов. Физика. 2000. - № 9. - С.45-50.

52. Дударев Е.Ф., Бакач Г.П., Грабовецкая Г.П. и др. Деформационное поведение и локализация пластической деформации на мезо- и макромасштабных уровнях в субмикрокристаллическом титане // Физическая мезомеханика. 2001. - Т.4. - №1. - С. 97-104.

53. Миронов С.Ю., Салищев Г.А., Мышляев М.М. Эволюция структуры в ходе холодной деформации субмикрокристаллического титана // Физика металлов и металловедение. 2002. - Т.93. - № 4. - С. 75-87.

54. Салищев Г.А., Миронов С.Ю., Мышляев М.М. Особенности механического поведения и эволюции структуры субмикрокристаллического титана в условиях холодной пластическойдеформации // Вопросы материаловедения. 2002. - № 1 (29). - С. 168179.

55. Kumar K.S., Van Swygenhoven Н., Suresh S. Mechanical behavior of nanocrystalline metals and alloys // Acta Materialia. 2003. - V. 51. - No. 19.-P. 5743-5774.

56. Furukawa M., Horita Z., Nemoto M., Langdon T. G. Review: Processing of metals by equal-channel angular pressing // Journal of Materials Science. -2001. V. 36. - No. 12. - P. 2835-2843.

57. Youngdahl C.J., Weertman J.R., Hugo R.C., Kung H.H. Deformation behavior in nanocrystalline copper // Scripta Materialia. 2001. - V. 44. -No. 8-9.-P. 1475-1478.

58. Horita Z., Nemoto M., Langdon T.G., Iwahashi Y. The process of grain refinement in equal-channel angular pressing // Acta Materialia. 1998. - V. 46.-No. 9.-P. 3317-3331.

59. Панин B.E., Деревягина JLC., Валиев P,3. Механизм локализованной деформации субмикрокристаллической меди при растяжении // Физическая мезомеханика. 1999. - Т. 2. - № 1-2. - С.89-95.

60. Валиев Р.З., Исламгалиев Р.К. Структура и механическое поведение ультрамелкозернистых материалов и сплавов, подвергнутых интенсивной пластической деформации // Физика металлов и металловедение. 1998. - Т. 85. - № 3. - С. 161 - 177.

61. Маркушев М.В., Мурашкин М.Ю. Механические свойства алюминиевых сплавов после интенсивной пластической деформации угловым прессованием // Физика металлов и металловедение. 2000. - Т. 90. -№5.-С. 92-101.

62. Пышминцев И.Ю. Механические свойства металлов с субмикрокристаллической структурой // Металловедение и термическая обработка металлов. 2001. - № 11. - С. 37-40.

63. Hansen N., Mehl R.F., Medalist A. New discoveries in deformed metals // Metallurgical and materials transactions. 2001. - V. 32 A. - P. 2917-2935.

64. Iwahashi Y., Horita Z., Nemoto M., Langdon T.G. An investigation of microstructural evolution during equal-channel angular pressing // Acta Materialia. 1997. - V. 45. - No. 11. - P. 4733-4741.

65. Kim I., Jeong W.-S., Kim J. et al. Deformation structures of pure 77 produced by equal channel angular pressing // Scripta Materialia. 2001. - V. 45. -No. 5.-P. 575-580.

66. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Alexandrov I.V. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation // Progress in Material Science. 2000. - V. 45 (2).-P. 103-184.

67. Третьяк М.В., Тюменцев А.Н. Масштабные уровни фрагментации кристаллической решетки сплава на основе Ni^Al в процессе интенсивной пластической деформации кручением под давлением // Физическая мезомеханика. 2000. - Т. 3. - № 3. - С. 23-29.

68. Weertman J.R. Mechanical behaviour of nanocrystalline metals // Nanostructured materials: Processing, properties and potential applications. -William Andrew Publishing, Norwich, 2002. 346 p.

69. Prangnell P.B., Gholinia A., Markushev M.V. The effect of strain path on the development of deformation structures in severely deformed aluminium alloys processed by ECAE // Acta Materialia. 2000. V. 48. - No. 5. - P. 1115-1130.

70. Hughes D.A., Hansen N. Microstructure and strength of nickel at large strains // Acta Materialia. 2000. - V. 48. - No. 11. - P. 2985-3004.

71. Жеребцов С.В., Галеев P.M., Валиахметов О.Р. и др. Формирование субмикрокристаллической структуры в титановых сплавах интенсивной пластической деформацией // Кузнечно-штамповое производство. Обработка металлов давлением. 1999. - № 7. - С. 17 - 22.

72. Пышминцев И.Ю., Хотинов В.А., Корзников А.В., Исламгалиев Р.К. Структура и свойства железа, подвергнутого интенсивной пластической деформации // Вестник УГТУ-УПИ. Перспективные материалы и технологии. 1998. - № 1. - С. 41 - 45.

73. Изотов В.И., Русаненко В.В., Копылов В.И. и др. Структура и свойства инварного сплава Fe-36%Ni после интенсивной пластической деформации // Физика металлов и металловедение. 1996. - Т. 82. -№ 3. - С. 123-135.

74. Фирстов С.А., Даниленко Н.И., Копылов В.И., Подрезов Ю.Н. Структурные изменения при больших пластических деформациях в железе и их влияние на комплекс механических свойств // Известия вузов. Физика. 2002. - № 3. - С. 41-48.

75. Mishin O.V., Gertsman V.Yu., Valiev R.Z., Gottstein G. Grain boundary distributions and texture in ultrafine-grained copper produced by severe plastic deformation // Scripta Materialia. 1996. - V. 35. - P. 873 - 878.

76. Пышминцев И.Ю., Валиев P.3., Александров И.В. и др. Особенности механического поведения меди с субмикрокристаллической структурой // Физика металлов и металловедение. 2001. - Т. 92. - № 1. - С. 99-106.

77. Malow T.R. and Koch С.С. Mechanical properties in tension of mechanically attrited nanocrystalline iron by the use of the miniaturized disk bend test // Acta materialia. 1998. - V. 46. - No. 18. - P. 6459-6473.

78. Conrad H. and Narayan J. On the grain size softening in nanocrystalline materials // Scripta Materialia. 2000. - V. 42. - P. 1025-1030.

79. Zhang X., Wang H., Scattergood R.O. et al. Studies of deformation mechanisms in ultra-fine-grained and nanostructured Zn II Acta Materialia. -2002.-V. 50.-P. 4823-4830.

80. Носкова Н.И., Корзников A.B., Идрисова C.P. Структура, твердость и особенности разрушения наноструктурных материалов // Физика металлов и металловедение. 2000. - Т. 89. - № 4. - С. 103-110.

81. Valiev R.Z., Kozlov E.V., Ivanov Yu.F. et al. Deformation behavior of ultrafine-grained copper // Acta Materialia. 1994. - V. 42. - No. 7. -P. 2467-2479.

82. Миронов С.Ю., Салищев Г.А. Влияние размера зерна и однородности микроструктуры на равномерность деформации технически чистого титана // Физика металлов и металловедение. 2001. - Т. 92. - № 5. -С. 81-88.

83. Корзников А.В., Сафаров И.М., Лаптенок Д. и др. Структура и твердость компактов окисленного железа с ультрамелким зерном // Металлы. -1993.-№ 4.-С. 131-136.

84. Исламгалиев Р.К., Пышминцев И.Ю., Хотинов В.А. и др. Механическое поведение ультрамелкозернистого армко-железа // Физика металлов и металловедение.- 1998.-Т. 86.-№ 4.-С. 115-123.

85. Иванисенко Ю.В., Корзников А.В., Сафаров И.М., Мышляев М.М., Валиев Р.З. Формирование сверхмелкозернистой структуры в железе и его сплавах при больших пластических деформациях // Металлы. 1995. - № 6. - С. 126-131.

86. Дегтярев М.В., Воронова Л.М., Чащухина Т.И. и др. Образование и эволюция субмикрокристаллической структуры в чистом железе при сдвиге под давлением // Физика металлов и металловедение. 2003. -Т. 96.-№6.-С. 100-108.

87. Latapie A., Farkas D. Effect of grain size on the elastic properties of nanocrystalline a-iron // Scripta Materialia. 2003. - V. 48. - P. 611-615.

88. Jia D., Ramesh K.T., Ma E. Effects of nanocrystalline and ultrafine grain sizes on constitutive behavior and shear bands in iron // Acta Materialia. -2003.-V. 51.-P. 3495-3509.

89. Тюменцев А.Н., Панин В.Е., Деревягина J1.C., Валиев Р.З. Механизм локализованного сдвига на мезоуровне при растяжении ультрамелкозернистой меди // Физическая мезомеханика. -1999. Т.2. -№6.-С. 115-123.

90. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов / Ю.Р. Колобов, Р.З. Валиев, Г.П. Грабовецкая и др. Новосибирск: Наука, 2001.-232 с.

91. Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П. Микроструктура ультрамелкозернистой меди, полученной интенсивной пластической деформацией кручением под давлением // Металловедение и термическая обработка металлов. -2000.-№7.-С. 337-341.

92. Смирнова Н.А., Левит В.И., Пилюгин В.И. и др. Эволюция структуры ГЦК монокристаллов при больших пластических деформациях // Физика металлов и металловедение. 1986.-Т. 61.-№6.-С. 1170-1177.

93. Nazarov А.А., Romanov А.Е., Valiev R.Z. On the nature of high internal stresses in ultrafine grained materials // Nanostructured Materials. 1994. -V. 4. - No. l.-P. 93-101.

94. Салищев Г.А., Зарипова Р.Г., Закирова A.A. и др. О пластической деформации субмикрокристаллической ферритной стали 13Х25Т // Физика металлов и металловедение. 2000. - Т. 89. - № 3. - С. 100-106.

95. Zhu Y.T., Huang J.Y., Cubicza J. et al. Nanostructures in 77 processed by severe plastic deformation // J. Mater. Res. 2003. - V. 18. - No 8. - P. 1908-1917.

96. Васильева JI.А., Гордиенко А.И., Копылов В.И. и др. Формирование ультрадисперсной структуры ОЦК-железа при интенсивном сдвиговом деформировании // Известия АН Беларусии. Серия физико-технических наук. 1995.-№2.-С. 42-45.

97. Ахмадеев Н.А., Валиев Р.З., Копылов В.И. Мулюков P.P. Формирование субмикрокристаллической структуры меди и никеле с использованием интенсивного сдвигового деформирования // Металлы. 1992. - № 5. -С. 96-101.

98. Шпейзман В.В., Николаев В.И., Смирнов Б.И. и др. Деформация нанокристаллических материалов при низких температурах // Известия Академии Наук. Серия Физическая. 2000. - Т. 63. - № 2. - С.396-399.

99. Тюменцев А.Н., Панин В.Е., Дитенберг И.А. и др. Особенности пластической деформации ультрамелкозернистой меди при разных температурах // Физическая мезомеханика. 2001. - Т. 4. - № 6. - С. 7785.

100. Gleiter Н. Nanostructured materials: basic concept and microstructure // Acta Materialia. 2000. - V. 48. - P. 1-29.

101. Kim H.S., Estrin Y. and Bush M.B. Plastic deformation behaviour of finegrained materials // Acta Materialia. 2000. - V. 48. - P. 493-504.

102. Малышева С.П., Салищев Г. А., Бецофен С .Я. Особенности холодной прокатки, структура и механические свойства листовых полуфабрикатов из технического титана с субмикрокристаллической структурой // Металлы. 2003. - № 5. - С. 26-32.

103. Бакач Г.П., Дударев Е.Ф., Колобов Ю.Р. и др. Локализация пластической деформации на макромасштабном уровне в субмикрокристаллическихметаллах и сплавах // Физическая мезомеханика. 2004. - Т. 7. -Специальный выпуск. Ч. 1.-С. 135-137.

104. Носкова Н.И., Перетурина И.А., Столяров В.В., Елкина O.A. Прочность и структура нанокристаллического 77 // Физика металлов и металловедение. 2004. - Т. 97.-№5.-С. 106-112.

105. Наноструктурные материалы: Учебное пособие для студентов высших учебных заведений / Андриевский P.A., Рагуля A.B. М.: Издательский центр "Академия", 2005. - 192 с.

106. Чувильдеев В.Н., Копылов В.И., Нохрин A.B. и др. Аномальный рост зерен в нано- и микрокристаллических металлах, полученных методами равноканального углового прессования. Часть I. Структурные исследования // Материаловедение. 2003. - № 4. - С. 9-17.

107. Чувильдеев В.Н., Копылов В.И., Нохрин A.B., Макаров И.М. Аномальный рост зерен в нано- и микрокристаллических металлах, полученных методами равноканального углового прессования. Часть II. Модель // Материаловедение. 2003. - № 5. - С. 12-23.

108. К. Nakashima, Z. Horita, М. Nemoto, T.G. Langdon. Influence of channel angle on the development of ultrafme grains in equal-channel angular pressing // Acta materialia. 1998. - V. 46. -No. 5. - P. 1589-1599.

109. Васильева Л.А., Гордиенко А.И., Копылов В.И. и др. Формирование ультрадисперсной структуры ОЦК-железа при интенсивном сдвиговомдеформировании // Известия АН Беларусии. Серия физико-технических наук.- 1995.-№2.-С. 42-45.

110. Valiev R.Z., Ivanisenko Yu.I., Rauch E.F., Buadelet В. Microstructure evolution in armco-iron due to severe plastic deformation // Acta Materialia. -1996. V. 44. - No. 12. - P. 4705-4712.

111. Иванисенко Ю.В., Сиренко A.A., Корзников A.B. Влияние нагрева на структуру и механические свойства субмикрокристаллического армко -железа // Физика металлов и металловедение. 1999. - Т. 87. - № 4. -С. 78 - 83.

112. Миронов С.Ю., Малышева С.П., Салищев Г.А., Мышляев М.М. Влияние размера зерна на механическое поведение титана ВТ 1-00 // Физика металлов и металловедение. 1999. - Т. 87. - № 3. - С. 80-85.

113. Дударев Е.Ф., Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р. и др. Деформационное поведение и механические свойства ультрамелкозернистого титана, полученного методом равноканального углового прессования // Металлы. 2004. - № 1. - С. 87-95.

114. Shin D.H., Kim J., Choo W.Y. et al. Microstructures and mechanical properties of equal-channel angular pressed low carbon steel // Scripta Materialia. 2000. - V. 42. - No. 7. - P. 695-699.

115. Kumpmann A., Guenter В., Kunze H.-D. Thermal stability of ultrafine-grained metals and alloys // Material Science Engineering. 1993. - V. A168. -P. 165-169.

116. Islamgaliev R.K., Chmelik F., Kuzel R. Thermal structure changes of ultrafine grained copper and nickel // Materials Science Engineering. 1997. -V. A324-236. - P. 335-338.

117. Корзников A.B., Корзникова Г.Ф., Мышляев M.M. и др. Эволюция структуры нанокристаллического Ni при нагреве // Физика металлов и металловедение. 1997.-Т. 84,-№4.-С. 133-139.

118. Иванисенко Ю.В., Сиренко A.A., Корзников A.B. Влияние нагрева на структуру и механические свойства субмикрокристаллического армко -железа // Физика металлов и металловедение. 1999. - Т. 87. - № 4. -С. 78-83.

119. Klemm R., Thiele Е., Holste С. et al. Thermal stability of grain structure and defects in submicrocrystalline and nanocrystalline nickel // Scripta Materialia. 2002. - V. 46. - No. 9. - P. 685-690.

120. Holland L., Thiele E., Holste С. On the influence of temperature and strain rate on the flow stress of ECAP nickel // Nanomaterials by Severe Plastic Deformation / Ed. by Zehetbauer Michael, Valiev Ruslan Z. Weinheim: Wiley - VCH, 2004. - P. 37-43.

121. Шпейзман B.B., Николаев В.И., Смирнов Б.И. и др. Особенности деформации нанокристаллических меди и никеля при низких температурах // Физика твердого тела. 1998. - Т. 40. - № 7. - С. 12641267.

122. Huang Z., Gu L.Y., Weertman J.R. Temperature dependence of hardness of nanocrystalline copper in low-temperature range // Scripta Materialia. 1997. -V.37.-No. 7.-P. 1071-1075.

123. Воронова Л.М., Дегтярев М.В., Чащухина Т.И. Низкотемпературная рекристаллизация субмикрокристаллической структуры армко железа и стали 30Г2Р // Физика металлов и металловедение. - 2004. - Т. 98. -№ 1. - С. 93-102.

124. Дегтярев М.В., Воронова Л.М., Чащухина Т.И. Низкотемпературная рекристаллизация чистого железа, деформированного сдвигом под давлением // Физика металлов и металловедение. 2004. - Т. 97. - № 1. -С. 78-88.

125. Нохрин A.B., Смирнова Е.С., Чувильдеев В.Н., Копылов В.И. Температура начала рекристаллизации в микрокристаллических металлах, полученных методами интенсивного пластического деформирования // Металлы. 2003. -№ 3. - С. 27-37.

126. Чащухина Т.И., Дегтярев М.В., Романова М.Ю., Воронова Л.М. Динамическая рекристаллизация в меди, деформированной сдвигом под давлением // Физика металлов и металловедение. 2004. - Т. 98. - № 6. -С. 98-107.

127. Белоцкий A.B., Виниченко В.Н., Муха И.М. Ультразвуковое упрочнение металлов. К.: Тэхника, 1989. - 168 с.

128. Полоцкий И.Г., Базелюк Г.Я., Ковш C.B. Дефекты и свойства кристаллической решетки. Киев, Изд-во АН УССР, 1966. - С. 156-163.

129. Кулемин A.B. Ультразвук и диффузия в металлах. М.: "Металлургия", 1978.-200 с.

130. Муханов И.И. Импульсная упрочняюще-чистовая обработка деталей машин ультразвуковым инструментом. М.: Машиностроение, 1978. -44 с.

131. Коломеец Н. П., Михайлов В. С. Применение ультразвуковой технологии для упрочнения сварных соединений и суперфинишной обработки деталей узлов трения // Судостроение. 2001. - № 4. - С. 3233.

132. Кудрявцев И.В. Поверхностный наклеп для повышения прочности и долговечности деталей машин. М.: УТПВМ, 1966. - 97 с.

133. Папшев Д. Д. Отделочно-упрочняющая обработка поверхностным пластическим деформированием. -М.: Машиностроение, 1978. 152 с.

134. Хворостухин JI.A. Повышение несущей способности деталей машин поверхностным упрочнением. М.: Машиностроение, 1988. - 141 с.

135. Лангенекер В. Электронно-микроскопические исследования образцов, подвергаемых воздействию ультразвука // Приборы для научных исследований.-1966-Т. 37.-№1 С. 109-112.

136. Марков Л.И., Устинов И.Д. Ультразвуковое алмазное выглаживание деталей и режущего инструмента. М.: Машиностроение, 1979. - 54 с.

137. Ковш С.В., Котко В.А., Полоцкий И.Г. и др. Действие ультразвука на дислокационную структуру и механические свойства молибдена // Физика металлов и металловедение. 1973. - Т. 35. - Вып. 6. - С. 19992005.

138. Гаврилюк В.Г. Распределение углерода в стали. Киев: Наука, думка, 1987.-208 с.

139. Тяпунина H.A. и др. Особенности пластической деформации под действием ультразвука // Известия вузов. Физика. 1982. - Т. 25. - № 6. -С. 118-128.

140. Клименов В.А., Иванов Ю.Ф., Перевалова О.Б. др. Структура, фазовый состав и механизмы упрочнения аустенитной стали, подвергнутой ультразвуковой обработке бойками // Физика и химия обработки материалов. 2001. - № 1. - С. 90-97.

141. Сизова О.В., Колубаев Е.А. Влияние ультразвуковой обработки на структуру и свойства перлита // Известия вузов. Физика. 2003. - №2. -С. 27-30.

142. Клименов В.А., Ковалевская Ж.Г., Уваркин П.В. и др. Ультразвуковое модифицирование поверхности и его влияние на свойства покрытий // Физическая Мезомеханика. 2004. - Т. 7 - Специальный выпуск 4.2. -С 157-160.

143. Ивашкин Ю.А., Тяпунина H.A. Генерация точечных дефектов при пластической деформации ультразвуком / Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства материала. Тула: Изд. Тул. полит, ин-та, 1982. - С. 35-38.

144. Прокопенко Г.И., Герцрикен Д.С. Массоперенос и подвижность дефектов в металлах при ультразвуковой ударной обработке. -Препринт / Киев, 1990. С. 3-42.

145. Анчев В.А., Скаков Ю.А. Влияние ультразвука на микротвердость и дислокационную структуру меди // Известия вузов. Черная металлургия. 1974.-№ П.-С. 132-139.

146. Дерюгин Е.Е., Панин В.Е. Мезомеханика формирования полосовых структур на мезо- и макромасштабном уровнях // Физическая мезомеханика. 2004. - Т. 7. - Специальный выпуск. Ч. 1. - С. 101-104.

147. Тюрин Ю.И., Чернов И.П., Кренинг М., Баумбах X. Радиационно-стимулированный выход водорода из металлов. Томск: Изд-во Томского ун-та, 2000. - 264 с.

148. Мурзинова М.А., Салищев Г.А., Афоничев Д.Д. и др. Влияние концентрации водорода на преобразование микроструктуры сплава ВТ1-0 при горячей деформации // Металлы. - 2000. - № 6. - С. 73-79.

149. Колачев Б.А. Водород в металлах и сплавах. // Металловедение и термическая обработка металлов. 1999. - № 3- С. 3-11.

150. Овчинников A.B., Мамонов С. А., Нестеров П. А. Водородное пластифицирование высокопрочных титановых сплавов в условиях холодной деформации // Водородная обработка материалов. Труды третьей международной конференции "ВОМ". 2001. - Ч. 1. - С. 217.

151. Соколова Т.А, Соколов Б.К., Гервасьева И.В., Анисимова Л.И., Владимиров Л.Р. Влияние водорода на текстуру и механизм деформации при холодной прокатке уЗ-титанового сплава // Физика металлов и металловедение. 1999. - Т. 88. - № 3. - С. 99-105.

152. Баумбах X., Кренинг М., Тюрин Ю.И. и др. Неравновесные системы металл-водород. Титан, нержавеющая сталь. Томск: Изд-во Том. Унта, 2002. - 350 с.

153. Ильин A.A., Коллеров М.Ю., Носов В.К. и др. Влияние термической обработки и легирования водородом на структуру и деформируемость титановых сплавов при нормальной температуре // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. - № 5. - С. 17-21.

154. Мальков A.A., Автономов Е.П. О водородном пластифицировании титанового сплава ВТ8М // Металлы. 2003. - № 1. - С. 22-25.

155. Колачев Б.А., Садков В.В., Былов Б.Б., Хлопов C.B. Влияние водорода на сопротивление усталости титанового сплава ВТ6Ч при различных условиях нагружения // Металловедение и термическая обработка металлов. 2003. - № 4. - С. 9-13.

156. Латышев A.A., Суранов Г.И. Влияние электролитического наводороживания на содержание легирующих элементов в стали //

157. Металловедение и термическая обработка металлов. 2003. - №3. -С. 32-36.

158. Ильин A.A., Мамонов A.M., Скворцова C.B. Особенности и перспективы применения термоводородной обработки титановых сплавов // Металлы. -2001. -№ 5.-С. 49-56.

159. Колачев Б.А., Арчаков Ю.И., Плотников А.Д., Бунин JI.A. О возможности применения титановых сплавов для длительной работы в атмосфере водорода при температурах от 50 до +70 °С // Металлы. -2000.-№6.-С. 91-96.

160. Коллеров М.Ю., Шинаева Е.В., Шинаев A.A. Взаимодействие водорода с дефектами кристаллического строения сплава 77 35%Nb II Металлы. -2002.-№3.-С. 48-51.

161. Ильин A.A., Колачев Б.А., Носов В.К., Мамонов A.M. Водородная технология титановых сплавов. М.: МИСиС, 2002. - 392 с.

162. Мальков A.B., Низкин И.Д., Мишанова М.Г. Водородная технология объемной штамповки титановых сплавов // Металлы. 2003. - № 6. -С. 49-53.

163. Мамонов A.M., Быценко O.A., Носов В.К., Кусакина Ю.Н. Влияние термоводородной обработки на структуру и механические свойства сплава на основе Ti¡Al II Металлы. 2002. - № 3. - С. 79-84.

164. Исаков М.Г., Изотов В.И., Филиппов Г.А. Особенности охрупчивания малоуглеродистой низколегированной ферритной стали при растяжении в условиях наводороживания // Физика металлов и металловедение. -2000.-Т. 90.-№4.-С. 105-111.

165. Агеев В.Н., Бекман И.Н., Бурмистрова О.П. и др. Взаимодействие водорода с металлами. М.: Наука, 1987. - 296 с.

166. Колачев Б.А., Кондрашова H.H., Скольцов В.Н., Дроздов П.Д. Влияние температуры на склонность сплава ВТ6Ч к водородной хрупкости //

167. Металловедение и термическая обработка металлов. 1996. - № 12-С. 28-32.

168. Носов В.К., Колачев Б.А. Водородное пластифицирование при горячей деформации титановых сплавов. М.: Металлургия, 1986. - 120 с.

169. Аксенов Ю.А., Башкин И.О., Колмогоров B.JI. и др. Влияние водорода на пластичность и сопротивление деформации технического титана ВТ1-0 при температурах до 750 °С // Физика металлов и металловедение.- 1989. Т. 67. - Вып. 5. - С. 993-999.

170. Понятовский Е.Г., Башкин И.О., Сеньков О.Н. и др. Влияние водорода на пластичность и сопротивление деформации титанового сплава ВТ20 при температурах до 740 °С // Физика металлов и металловедение. -1989. Т. 68. - Вып. 6. - С. 1167-1172.

171. Колачев Б.А. Обратимое легирование титановых сплавов водородом // Металловедение и термическая обработка металлов. 1993. - № 10. -С. 28-31.

172. Панин А.В., Панин В.Е., Почивалов Ю.И. и др. Особенности локализации деформации и механическое поведение титана ВТ 1-0 в различных структурных состояниях // Физическая мезомеханика. 2002. -Т. 5.-№4.-С. 73-84.

173. Ряннель Э.Ф., Гаман В.И., Калыгина В.М. Оптическое поглощение в пленках V2Oj и ванадиево-фосфатных стекол // Известия вузов. Физика.- 1976. -№ 2. С. 102-106.

174. Сегал В.М., Резников В.И., Дробышевский А.Е., Копылов В.И. Пластическая обработка металлов простым сдвигом // Металлы. — 1981. -№ 1.-С. 115-123.

175. Segal V.M. Equal channel angular extrusion: from macromechanics to structure formation // Materials Science and Engineering. 1999. - V. A271. -P. 322-333.

176. Kopylov V.I. Application of ECAE-Technology for producing nano- and microcrystalline materials // NATO Sci. Ser. Ed. by T.C. Lowe, R.Z. Valiev. Kluwer Publ., 2000. P. 23-27.

177. Oliver W., Pharr G. An improved technique for determining hardness and elastic modulus using load and displacement sensing indentation experiments // J. Mater. Res. 1992. - V. 7. - No. 6. - P. 1564-1583.

178. Tuck J.R., Korsunsky A.M., Bull S.J., Davidson R.I. On the application of the work-of-indentation approach to depth-sensing indentation experiments in coated systems / Surf. Coat. Technol. 2001. - V. 137. - P. 217-224.

179. Saha R., Nix W.D. Effects of the substrate on the determination of thin film mechanical properties by nanoindentation // Acta Materialia 2002. - V. 50. -P. 23-38.

180. Korsunsky A.M., McGurk M.R., Bull S.J., Page T.F. On the hardness of the coated systems. 1998. - V. 99. - P. 171-183.

181. Tsui T.Y., Ross C.A., Pharr G.M. Nanoindentation hardness of soft films on hard substrates: effects of the substrate // Mater. Res. Soc. Symp. Proc. -1997.-V. 473.-P. 57-62.

182. Giannakopoulos A.E., Suresh S. Determination of elstoplastic properties by instrumented sharp indentation // Scripta Materialia. 1999. - V. 40. -P. 1191-1198.

183. Saha R., Xue Z., Huang Y., Nix W.D. Indentation of a soft metal film on a hard substrate: strain gradient hardening effects // J. Mech. Phys. Solids. -2001.-V. 49.-P. 1997-2014.

184. Kramer D.E., Volinsky A.A., Moody N.R., Gerberich W.W. Substrate effects on indentation plastic zone development in thin soft films // J. Mater. Res. -2001.-V. 16. No. 11. -P. 3150-3157.

185. Андриевский P. А., Калинников Г.В., Hellgren N. и др. Наноиндентирование и деформационные характеристики наноструктурных боридонитридных пленок // Физика твердого тела. -2000. Т. 42. - № 9. - С. 1624-1627.

186. Головин Ю.И., Тюрин А.И., Хлебников В.В. Влияние режимов динамического наноиндентирования на коэффициент скоростной чувствительности твердости тел различной структуры // Журнал технической физики. — 2005. Т. 75. -№ 4. - С. 91-95.

187. Сойфер Я.М., Вердян А. Исследование локальных механических свойств монокристаллов хлористого калия методом атомно-силовой микроскопии // Физика твердого тела. 2003. - Т. 45. - № 9. - С. 16211625.

188. Venkatesh Т.А., Van Vliet К.J., Giannakopoulos A.E., Suresh S. Determination of elasto-plastic properties by instrumented sharp indentation: guidelines for property extraction // Scripta Materialia 2000. - V. 42. -P. 833-839.

189. Nix W.D. Elastic and plastic properties of thin films on substrates: nanoindentation techniques // Material Science Engineering A. 1997. -V. 234-236.-P. 37-44.

190. Volinsky A.A., Moody N.R., Gerberich W.W. Nanoindentation of Au and Pt/Cu thin films at elevated temperatures // J. Mater. Res. 2004. - V. 19. -No. 19.-P. 2650-2657.

191. Zhang T.Y., Xu W.H., Zhao M.H. The role of plastic deformation of rough surfaces in the size-dependent hardness // Acta Material. 2004. - V. 52. -P. 57-68.

192. Bull S.J., Korsunsky A.M. Mechanical properties of thin carbon overcoats // Saha R., Nix W.D. Effects of the substrate on the determination of thin film mechanical properties by nanoindentation // Tribology Int. 1998. - V. 31. -No. 9.-P. 547-551.

193. Чернов И.П., Черданцев Ю.П., Тюрин Ю.И. Методы исследования систем металл-водород. М.: Энергоатомиздат, Томск: STT, 2004. -270 с.

194. Гиллер Я.Л. Таблицы межплоскостных расстояний. Изд-во: Недра, 1966.-Т. 1.-364 с.

195. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. М.: Государственное издательство физико-математической литературы, 1960. - 496 с.

196. Деревягина JI.C. Панин В.Е., Стрелкова И.Л. Количественные оценки напряженно-деформированного состояния в зоне геометрического концентратора напряжений // Проблемы машиностроения. 2002. - № 4. -С. 43-49.

197. Family F., Amar J.G. Kinetics of epitaxial growth and roughening // Material Science Engineering B. 1995. - V. 30. - No. 2-3. - P. 149-166.

198. Family F., Vicsek T. Dynamics of Fractal Surfaces. World Scientific: Singapore, 1991.-376 p.

199. Family F., Vicsek T. Scaling of the active zone in the Eden process on percolation networks and the ballistic deposition model // J. Phys. A. 1985. -V. 18.-No. 2.-P. L75-L81.

200. You H., Chiarello R.P., Kim H.K., Vandervoort K.G. X-ray reflectivity and scanning-tunneling-microscope study of kinetic roughening of sputterdeposited gold films during growth // Physical Review Letters. 1993. -V. 70.-No. 19.-P. 2900-2903.

201. Douketis C., Wang Z., Haslett T.L., Moskovits M. Fractal character of cold-deposited silver films determined by low-temperature scanning tunneling microscopy//Phys. Rev. B. 1995.-V. 51.-No. 16.-P. 11022-11031.

202. Vazquez L., Salvarezza R.C., Ocon P., Herrasti P., Vara J.M., Arvia A.J. Self-affine fractal electrodeposited gold surfaces: characterization by scanning tunneling microscopy // Phys. Rev. E. 1994. - V. 49. - No. 2. - P. 15071511.

203. Krim J., Heyvaert I., Van Haesendonck C., Bruynseraede Y. Scanning tunneling microscopy observation of self-affine fractal roughness in ion-bombarded film surfaces // Physical Review Letters. 1993. -V. 70. - No. 1. -P. 57-60.

204. Provata A., Falaras P., Xagas A. Fractal features of titanium oxide surfaces // Chem. Phys. Lett. 1998. - V. 297. - No. 5-6. - P. 484-490.

205. Naohisa H., Makoto F., Masao I., Kenji H. Atomic force microscopy study of self-affine fractal roughness of porous silicon surfaces // Jap. J. Appl. Phys. Pt. 1. 1998. -V. 37. - No. 7. - P. 3951-3953.

206. Панин B.E., Кузнецов П.В., Дерюгин E.E. и др. Фрактальная размерность мезоструктуры поверхности пластически деформированных поликристаллов // Физика металлов и металловедение. 1997. - Т. 84. -№2.-С. 118-122.

207. Kuznetsov P.V., Panin V.E., Schreiber J. Fractal dimension as a characteristic of deformation stages of austenite stainless steel under tensile load // Theoretical and Applied Fracture Mechanics 2001. - V. 35. - P. 171-177.

208. Pande C.S., Richards L.E., Louat N., Dempsey B.D., Schwoeble A.J. Fractal characterization of fractured surfaces // Acta Metallurgica. 1987. - V. 35. -No. 7.-P. 1633-1637.

209. Dauskardt R.H., Haubensak F., Ritchie R.O. On the interpretation of the fractal character of fracture surfaces // Acta Metall. Mater. 1990. - V. 38. -No. 2.-P. 143-159.

210. Shi D.W., Jiang J., Lung C.W. Correlation between the scale-dependent fractal dimension of fracture surfaces and the fracture toughness // Phys. Rev. B. 1996. -V. 54. -No. 24. - P. 17355-17358.

211. Almqvist N. Fractal analysis of scanning probe microscopy images // Surface Science. 1996. -V. 355. - P. 221-228.

212. Talibuddin S., Runt J.P. Reliability test of popular fractal techniques applied to small two-dimensional self-affine data sets // J. Appl. Phys. 1994. -V. 76.-No. 9.-P. 5070-5078.

213. Федер E. Фракталы. -M.: Мир, 1991.-254 с.

214. Tricot С., Ferland P., Baran G. Fractal analysis of worn surfaces // Wear. -1994.-V. 172.-P. 127-133.

215. Панин A.B. Нелинейные волны локализованного пластического течения в наноструктурированных поверхностных слоях твердых тел и тонких пленках//ФизическаяМезомеханика.-2005.- Т. 8.-№3.-С.5-17.

216. Панин А.В., Шугуров А.Р., Оскомов К.В., Сидоренко А.И. Мезомеханика поведения тонких пленок Си на подложке при одноосном растяжении и термическом отжиге. Многоуровневый подход // Физическая мезомеханика. 2005. - Т. 8. - № 4.- С. 27-35.

217. Tokuda К., Miyashita К., Ubukata Т. Structure and nanomechanical properties of 7702 films prepared by RF sputtering // Proc. of the seventh Int.

218. Symp. on Sputtering and Plasma Processes (ISSP-2003), (Kanazawa, Japan, June 11th 13th 2003). - P. 96-99.

219. Tabor D. The hardness of metals. Clarendon Press, London, 1951. - 175 p.

220. Keller R. M., Baker S. P., Arzt E. Quantitative analysis of strengthening mechanisms in thin Cu films: Effects of film thickness, grain size, and passivation //J. Mater. Res. 1998. -V. 13. - No. 5. - P. 1307-1317.

221. Vinci R.P., Zielinski E.M., Bravman J.C. Thermal strain and stress in copper thin films // Thin Solid Films. 1995. - V. 262. - P. 142-153.

222. Cherepanov G.P. On the theory of thermal stresses in a thin bonding layer // J. Appl. Phys. 1995. - V. 78. - P. 6826-6832.

223. M.J. Kobrinsky, G. Dehm, C.V. Thompson, E. Arzt. Effects of thickness on the characteristic length scale of dislocation plasticity in Ag thin films. // Acta Materialia. 2001. - V. 49. - P. 3597-3607.

224. Thouless M.D. Effect of surface diffusion on the creep of thin films and sintered arrays of particles // Acta Metall. Mater. 1993. - V. 41. - P. 10571064.

225. Malow T.R., Koch C.C. Grain growth in nanocrystalline iron prepared by mechanical attrition. // Acta Materialia. 1997. - V. 45. - No. 5. - P. 21772186.

226. Dannenberg R., Stach E., Groza J.R., Dresser B.J. TEM annealing study of normal grain growth in silver thin films // Thin Solid Films. 2000. - V. 379. -P. 133-138.

227. Dannenberg R., Stach E., Groza J.R., Dresser B.J. In situ TEM observations of abnormal grain growth, coarsening, and substrate de-wetting in nanocrystalline Ag thin films 11 Thin solid films. 2000. - V. 370. - P. 54-62.

228. Alford T.L., Chen L., Gadre K.S. Stability of silver thin films on various underlying layers at elevated temperatures // Thin Solid Films. 2003. -V. 429.-P. 248-254.

229. Ganapathi S.K., Owen D.M., Chockshi A.H. The kinetics of grain growth in nanocrystalline copper // Scr. Metall. Mater. 1991. - V. 25. - P. 2699-2704.

230. Mullins W.W. Theory of thermal grooving // J. Appl. Phys. 1957. - V. 28. -P. 333-345.

231. Mullins W.W. The effect of thermal grooving on grain boundary motion // Acta Met. 1958. - V. 6. - P. 414-427.

232. Eaglesham D.J., Hull R. Island formation in Ge/Si epitaxy // Mater. Sci. Eng. В. 1995.-V. 30.-No. 2-3.-P. 197-200.

233. Freund L.B. The stability of a dislocation threading a strained layer on a substrate // J. Appl. Mech. 1989. - V. 54. - P. 553-557.

234. Nix W.D. Mechanical properties of thin films // Met. Trans. 1989. - V. 20. -P. 2217-2245.

235. Venkatraman R., Bravman J.C. Separation of film thickness and grain boundary strengthening effects in Al thin films on Si II J. Mater. Res. 1992. -V. 7.-No. 8.-P. 2040-2048.

236. Thompson C.V. The yield stress of polycrystalline thin films // J. Mater. Res. 1993. - V. 8. - No 2. - P. 237 - 238.

237. Courtney Т.Н. Mechanical behavior of materials. McGraw-Hill, New York, 1990.-710 p.

238. Моисеенко Д.Д., Максимов П.В. Распределение напряжений и деформаций на интерфейсе "поверхностный слой подложка": моделирование на основе стохастического подхода // Физическая мезомеханика. - 2005. - Т. 8. - № 6. - С. 89-96.

239. Панин А.В., Панин В.Е., Чернов И.П. и др. Влияние состояния поверхности субмикрокристаллических титана и а-железа на их деформацию и механические свойства // Физическая мезомеханика. -2001.-Т. 4.-№6.-С. 87-94.

240. Панин А.В., Сон А.А., Казаченок М.С. Механизм формирования полос локализованной пластической деформации и их влияние намеханические характеристики нагруженных твердых тел // Вопросы материаловедения. 2002. - № 1(29). - С. 335-344.

241. Панин В.Е., Панин A.B. Проблемы мезомеханики прочности и пластичности наноструктурных материалов // Известия вузов. Физика. -2004.-Т. 47.-№8.-С. 5-17.

242. Hahn H., Mondai P., Padmanabhan K.A. Plastic deformation of nanocrystalline materials // Nanostructured Materials. 1997. - V. 9. -P. 603-606.

243. Носкова Н.И. Возникновение мезоскопических полос сдвига в нанокристаллических материалах // Вопросы материаловедения. 2002. - № 1 (29).-С. 309-313.

244. Материаловедение и технология конструкционных материалов: Учебник для вузов / Ю.П. Солнцев, В.А. Веселов, В.П. Демянцевич, A.B. Кузин, Д.И. Чашников. 2-е изд., перераб. и доп. - М.: МИСИС, 1996. - 576 с.

245. Конева H.A., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Структурные уровни пластической деформации и разрушения / Под редакцией В.Е. Панина. Новосибирск: Наука, 1990. - С.123-186.

246. Засимчук Е.Э., Маркашова Л.И. Микрополосы в монокристаллах никеля, деформированных прокаткой. Препринт / Институт металлофизики АН УССР № 23. - Киев, 1998. - 36 с.

247. Malin A., Hubert J., Hatherly M. The microstructure of rolled copper single crystals //Zs. Metallk. 1981. -B. 72. - No 5.-P. 310-317.

248. Yenng W.Y., Duggan B.J. Shear bands angles in rolled f.c.c. materials // Acta Met. 1987. - V. 35. - No. 2. - P. 541-548.

249. Панин B.E., Слосман А.И., Колесова H.A. Закономерности пластической деформации и разрушения на мезоуровне поверхностно упрочненных образцов при статическом разрушении // Физика металлов и металловедение. 1996. - Т. 82. - Вып. 2. - С. 129-136.

250. Гриняев Ю.В., Панин В.Е. Расчет напряженного состояния в упруго напряженном поликристалле // Известия вузов. Физика. 1978. - № 12. -С. 95-101.

251. Макаров П.В. Подход физической мезомеханики к моделированию процессов деформации и разрушения // Физическая мезомеханика. -1998.-Т.1.-№1.-С. 61-81.

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

253. Valiev R.Z. Structure and mechanical properties of ultrafine-grained metals // Material Science Engineering. 1997. - A234-236. - P. 59-66.

254. Уманский Я.С. Рентгенография металлов. М.: Металлургия, 1967. -235 с.

255. Malakondaiah G. General features of the mechanical behaviour of hexagonal metals. Bañaras Hindu University, 1980. - 204 p.

256. Панин A.B. Механическое поведение наводороженного технического титана ВТ 1-0 // Физико-химическая механика материалов. 2004. -Т. 40.-№6.-С. 41-48.

257. Панин A.B., Рыбин В.В., Ушков С.С. и др. Влияние водородной обработки на механическое поведение технического титана ВТ1-0, имеющего различное исходное структурное состояние // Физическая мезомеханика. -2003. -Т.6. -№ 5. С. 63-71.

258. Водород в металлах / Под ред. Г. Алефельда и И. Фелькля. М.: Изд-во "Мир", 1981.-Т. 1.-475 с.

259. Панин В.Е., Слосман А.И., Колесова Н.А. О механизмах фрагментации на мезоуровне при пластической деформации поверхностно-упрочненной хромистой стали // Физика металлов и металловедение. -1997.-Т. 84.-Вып. 2.-С. 130-135.

260. Панин А.В., Сон А.А., Иванов Ю.Ф., Копылов В.И. Особенности локализации и стадийности пластической дефомации субмикрокристаллического армко железа с полосовой фрагментированной субструктурой // Физическая мезомеханика. - 2004. -Т. 7. -№ 3. - С. 5-16.

261. Панин А.В., Клименов В.А., Почивалов Ю.И., Сон А.А. Влияние состояния поверхностного слоя Ст 3 на механизм пластического течения и сопротивление деформации // Физическая мезомеханика. 2001. -Т. 4,-№4.-С. 85-92.

262. Иванов Ю.Ф., Панин A.B., Сон A.A. и др. Структурная аттестация армко железа, подвергнутого РКУ прессованию // Известия вузов. Физика. - 2005. - Т. 48. - № 4. -С. 70-75.

263. Мусхелишвили Н.И. Некоторые основные задачи математической теории упругости. М.: Наука, 1997. - 708 с.

264. Panin V.E. Synergetic properties of physical mesomechanics // Theoretical and Applied Fracture Mechanics. 2001. -V. 37.-№ 1-3.-P. 261-298.

265. Панин B.E., Панин Jl.E. Масштабные уровни гомеостаза в деформируемом твердом теле // Физическая мезомеханика. 2004. -Т. 7.-№4.-С. 5-23.

266. Панин В.Е., Зуев Л.Б., Данилов В.И., Мних Н.М. Особенности поля смещений при пластической деформации крупнозернистого кремнистого железа // Физика металлов и металловедение. 1988. -Т. 66.-№2.-С. 1005-1009.

267. Панин В.Е., Гриняев Ю.В. Физическая мезомеханика новая парадигма на стыке физики и механики // Физическая мезомеханика. - 2003. - Т. 6. - № 4. - С. 9-36.

268. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физическая мезомеханика. 1999. - Т. 2. - № 6. - С. 5-23.

269. Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И. и др. Процессы структурообразования при пластической деформации металлов. -Минск: Наука и техника, 1994. 221 с.

270. Цигенбайн А., Плессинг Й., Нойхойзер Й. Исследование мезоуровня деформации при формировании полос Людерса в монокристаллах концентрированных сплавов на основе меди // Физическая мезомеханика. 1998. - Т. 1. - № 2. - С.5-20.

271. Губернаторов В.В. , Соколов Б.К., Гервасьева И.В., Владимиров J1.P. О формировании полосовых структур в структурно-однородныхматериалах при деформации // Физическая мезомеханика. 1999. - Т. 2. -№ 1-2.-С. 157-162.

272. Панин C.B., Нойман П., Байбулатов Ш.А. Исследование развития деформации на мезоуровне интерметаллического сплава Ni63Al37 при сжатии // Физическая мезомеханика. 2000. - Т. 3. - № 1. - С. 75-82.

273. Зуев Л.Б., Баранникова С.А., Данилов В.И. Кинетика периодических процессов при пластическом течении // Физика твердого тела. 1999. -Т. 41.-№7.-С. 1222-1224.

274. Супрапеди, Тойоока С. Пространственно-временное наблюдение пластической деформации и разрушения методом лазерной спекл-интерферометрии // Физическая мезомеханика. 1998. - Т. 1. - № 1. -С. 55-60.

275. Eshelby J.D. Boundary problems. Amsterdam: North-Holland Publ., 1979. -V. l.-P. 221-230.

276. Representative articles are found in surface effects in crystal plasticity / Ed. by R.M. Latanition and J.T. Fourier. Noordhoff-Leyden, 1977.

277. Орлов Л.Г. Влияние поверхностного натяжения на гетерогенное зарождение дислокаций в кристаллах // Физика твердого тела. 1972. -Т. 14. - Вып. 12. - С. 3691-3692.

278. Дударев Е.Ф. Микропластическая деформация и предел текучести поликристаллов. Томск: Изд-во Том. гос. Университета, 1998. - 256 с.

279. Антипов С.Ф., Батаронов И.Л., Дрожжин А.И. и др. Особенности пластической деформации кремния, связанные с зарождением дислокаций на поверхности и эволюцией их ансамбля в объеме // Известия вузов. Физика. 1993. - Т. 36. - С. 60-68.

280. Дрожжин А.И., Ермаков А.П. Особенности ползучести нитевидных кристаллов германия при одноосном растяжении // Известия вузов. Физика. 1996. - Т. 39. - № 6. - С. 60-68.

281. Панин В.Е., Коротаев А.Д., Макаров П.В., Кузнецов В.М. Физическая мезомеханика материалов // Известия Вузов. Физика. 1998. - Т. 41. -№9.-С. 8-36.

282. Zuev L.B., Danilov V.I. A self-excited wave model of plastic deformation in solids // Phylosophy Magazine. 1999. - V. 79. - No. 1. - P. 43-57.

283. Полетика T.M., Зыков И.Ю., Карташова H.B. и др. Локализация макродеформации в сплавах на основе Zr // Материаловедение. 1999. -№ 10.-С. 32-37.

284. Панин В.Е., Клименов В.А., Безбородов В.П. и др. Структурные и фазовые превращения при ультразвуковой обработке мартенситной стали // Физика и химия обработки материалов. 1993. - № 6. - С. 77-83.

285. Медведева Е.А., Бибилашвили Ю.К., Казеннов Ю.И. Перспективные высокохромистые стали для применения в оболочках ТВЭЛов реакторов на быстрых нейтронах // Физика и химия обработки материалов. 2001. - №6. - С. 26-31.

286. Ватулин А.В., Целищев А.В. Конструкционные стали для активной зоны реакторов на быстрых нейтронах // Металловедение и термическая обработка металлов. 2004. - № 11. - С. 13-19.