Механизмы деформации и разрушения аморфных и нанокристаллических сплавов, закаленных из жидкого состояния

Поздняков, Валентин Александрович

Механизмы деформации и разрушения аморфных и нанокристаллических сплавов, закаленных из жидкого состояния тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Поздняков, Валентин Александрович АВТОР

доктора физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Москва МЕСТО ЗАЩИТЫ

2003 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Механизмы деформации и разрушения аморфных и нанокристаллических сплавов, закаленных из жидкого состояния»

Автореферат диссертации на тему "Механизмы деформации и разрушения аморфных и нанокристаллических сплавов, закаленных из жидкого состояния"

На правах рукописи

ПОЗДНЯКОВ Валентин Александрович

МЕХАНИЗМЫ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЯ АМОРФНЫХ И НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ, ЗАКАЛЕННЫХ ИЗ ЖИДКОГО СОСТОЯНИЯ

Специальность 01.04.07- физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Москва - 2003 г.

Работа выполнена в Институте металловедения и физики металлов ФГУП ЦНИИЧермет имени И. П. Бардина

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор Штремель Мстислав Андреевич;

доктор технических наук, профессор

Андриевский Ростислав Александрович;

доктор физико-математических наук, профессор

Алехин Валентин Павлович.

Ведущая организация - Институт металлургии и материаловедения

им. А. А. Байкова РАН, г. Москва.

Защита состоится « 21 » мая 2003 года в 11 час. на заседании диссертационного совета Д217.035.01 при Центральном научно-исследовательском институте черной металлургии им. И. П. Бардина по адресу: 105005 г. Москва, 2-ая Бауманская, 9/23.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ЦНИИЧермет им. И. П. Бардина.

Автореферат разослан «10» апреля 2003 года.

Ученый секретарь

диссертационного совета Александрова Н. М.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность проблемы. Аморфные металлические сплавы обладают рядом преимуществ по сравнению с кристаллическими аналогами: наряду с высоким уровнем магнитных характеристик они имеют повышенное удельное сопротивление, высокую прочность, твердость и хорошую коррозионную стойкость. Благодаря такому сочетанию свойств аморфные сплавы нашли достойное применение в радиоэлектронной технике и приборостроении.

В современных технологиях используется контролируемый переход из аморфного в аморфно-кристаллическое, микрокристаллическое или нанокристаллическое состояния для получения требуемого комплекса физических свойств. Уникальным комплексом магнитных свойств обладают аморфно-нанокристаллические и нанокристаллические сплавы, полученные кристаллизацией аморфных сплавов, например, аморфно-нанокристаллические сплавы системы Ее-БьСи-ЫЬ-В (типа Кпете^. Интенсивно исследуются в последнее время легко аморфизующиеся массивные аморфные сплавы.

Магнитная структура и свойства аморфных и нанокристаллических сплавов сильно зависят от структурного состояния и внутренних напряжений. Вместе с тем эти материалы мохуг быть довольно хрупкими и при магнитострикционных и механических воздействиях изделия из них могут выходить из строя. Уровень требований к свойствам и надежности изделий из аморфных, нанокристаллических и микрокристаллических сплавов чрезвычайно возрос особенно в последнее время. Поэтому принципиально важным является создание теории механического поведения аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических материалов и разработка моделей формирования структуры и внутренних напряжений.

металл или металл-керамика, в которых один шп# с^^адвддодаедвяудо ггся в

библиотека

нанокристаллическом состоянии. Для более успешного развития методов синтеза массивных порошковых аморфных сплавов и изделий из них необходимо уметь прогнозировать оптимальные параметры (время, температуру, давление) процесса прессования.

В последнее время значительно расширился спектр структурных состояний материалов с ультрадисперсной структурой. Механическое поведение аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических материалов существенно отличается от поведения обычных кристаллических материалов. В них реализуются необычные механизмы деформации и разрушения, наблюдаются нарушения основных закономерностей механического поведения и соотношений между свойствами и параметрами структуры, таких как классическое соотношение Холла-Петча. Исследование механического поведения нанокристаллических и аморфно-I! а я о кристаллических материалов необходимо для создания фундаментальных представлений о механизмах пластического течения материалов с широким спектром структурных состояний.

Для разработки новых аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических материалов, оптимизации их уникальных свойств и успешной эксплуатации готовых изделий из них необходимо знание физико-механических процессов как на макро, так и на микро уровне. В связи с этим весьма важным в настоящее время является установление взаимосвязи структуры и механических свойств быстрозакаленных материалов, разработка методов расчета условий пластической деформации и разрушения, а также структурных превращений аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических сплавов.

Цель работы. Целью работы является создание теории деформации и разрушения аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических сплавов, полученных закалкой жидкого состояния и установление структурных механизмов и закономерностей этих процессов.

Научная новизна диссертационный работы состоит в том, что автором впервые:

проведена классификация мезострукгурных неоднородностей аморфных металлических сплавов полученных закалкой из расплава и определены обусловленные ими напряжения;

- аналитически и численными методами рассчитаны закалочные остаточные напряжения в лентах и волокнах аморфных сплавов с учетом релаксационных процессов и реальных температурных полей в ходе закалки из расплава;

- разработана модель гетерогенного пластического течения, аморфных сплавов; на основе введенных для полос сдвига /-интеграла и коэффициента интенсивности напряжений развит общий метод определения условий развития полос в аморфных металлических сплавах, что позволяет рассчитывать о-е-диаграмму пластического течения в зависимости от параметров мезоструктуры сплава;

- установлены и исследованы основные механизмы развития полос сдвига в аморфно-кристаллических сплавах; определена зависимость напряжения сопротивления развитию полос от объемной доли нанокристашгаческих включений; предложен и обоснован • механизм эстафетного развития полос сдвига в таких материалах; выявлены размерные эффекты развития полос сдвига в тонких аморфных слоях в кристаллической матрице;

- проведен теоретический анализ структурных механизмов формирования наноаморфных твердых тел и рассчитана кинетика уплотнения аморфных компактов под действием внешнего давления; теоретически определены температурно-временные режимы получения наноаморфных материалов без возникновения кристаллической фазы; установлены возможность и условия получения нано-микроаморфных волоконных компактных материалов;

- предложен микроструктурный механизм процесса низкотемпературного зернограничного проскальзывания, вызывающего пластическую деформацию

нанокристаллических материалов; разработана математическая модель пластической деформации нанокристаллических материалов, , с помощью которой рассчитана деформационная кривая и зависимость предела текучести о г температуры и размера зерна наноматериала, что позволило дать последовательное объяснение аномалий зависимости Холла-Петча в ианометровом диапазоне размеров зерен;

- проведен теоретический анализ пластической деформации аморфно-нанокристаллических сплавов; установлены структурные механизмы деформации и рассчитана деформационная кривая;

- разработана модель и рассчитана кинетика разрушения аморфных сплавов по полосам сдвига за счет зарождения, роста и коалесценции пор; сформулирован критерий смены механизмов разрушения по полосам сдвига -перехода от механизма менисковой неустойчивости развития трещины к механизму развития системы пор; рассмотрены статистические аспекты прочности лент аморфных сплавов с учетом объемных и поверхностных дефектов; проведена классификация механизмов разрушения аморфных сплавов;

- проведен теоретический анализ особенностей хрупкого разрушения нанокристаллических материалов, учитывающий роль границ зерен и их стыков в развитии трещины; показано, что в наноматериалах возможен новый эффект - «наноструктурный захват» трещины, заключающийся в возникновении ряда метастабильных состояний трещины;

- рассмотрены особенности структурных фазовых превращений в быстрозакаленных микро- и нанокристаллических сплавах; получено условие развития кристалла мартенсита в изолированном объеме материала (включении, зерне), определено критическое значение размера зерна, при котором происходит подавление превращения; показано, что пересыщение кристалла вакансиями, образующимися при закалке из расплава или компактировании ульрадисперсных частиц, существенно влияет на условие зарождения новой фазы и может привести к формированию метастабильного

двухфазного состояния - системы дисперсных включений новой фазы в исходной матрице.

Практическая ценность. Разработанная теория гетерогенной деформации и разрушения аморфных металлических сплавов может быть использована для разработки новых, в том числе объемно аморфизируюхцихся сплавов, для определения допустимых нагрузок и установления оптимальных условий эксплуатации изделий из аморфных сплавов.

Результаты расчетов остаточных закалочных напряжений в лентах аморфных сплавов, свободных аморфных волокнах и в волокнах в оболочке дают возможность оптимизации режимов их получения и последующих термических обработок для достижения необходимых физико-механических свойств.

Статистическая теория прочности аморфных сплавов позволяет определять модуль распределения прочности больших партий лент и волокон аморфных сплавов и дает интегральный критерий оценки их качества и надежности.

Теоретическая модель процесса теплого прессования порошковых и волоконных аморфных сплавов при сохранении аморфного состояния является эффективным средством прогнозирования оптимальных параметров (времени, температуры, давления) процесса прессования.

Модели деформации и разрушения нанокристаллических материалов необходимы для определения допустимых нагрузок и установления оптимальных эксплуатационных режимов изделий из наноматериалов.

Исследование структурных и фазовых превращений в сплавах, закаленных из жидкого состояния, дает возможность определения спектра возможных структурных состояний таких материалов и оптимизации режимов их получения.

Положения, выносимые на защиту.

1. Разработанная теория процесса гетерогенного пластического течения аморфных и аморфно-кристаллических металлических сплавов, основанная на

введении 1-интеграла, коэффициента интенсивности напряжений для полос сдвига и анализе полей напряжений мезоструктурных неоднородностей, обеспечивает адекватное эксперименту описание деформационного поведения этих материалов.

2. В аморфных и аморфно-нанокристаллических сплавах полосы сдвига преодолевают скопления структурных мезонеоднородностей или нанокристагшических включений зарождением новых полос сдвига в вершине основной блокированной полосы. Альтернативным механизмом распространения полосы сдвига является непрерывно повторяющееся образование микрополос в ее вершине.

3. В аморфно-кристаллических сплавах реализуется эстафетный механизм развития гетерогенного пластического течения при последовательном образовании полос локализованного течения в кристаллических и аморфных областях материала. При уменьшении размера аморфных областей в кристаллической матрице до предельного значения происходит подавление развития в них полос сдвига.

4. При изменении структурного состояния аморфного сплава возникает многообразие механизмов разрушения по полосам сдвига: вместо развития менисковой неустойчивости происходит зарождение, рост и объединение пор в полосе, либо реализуется одновременное развитие пор и менисковой неустойчивости.

5. При низких температурах и высоких напряжениях в нанокристагшических материалах происходит зернограничное микропроскальзывание с помощью механизма множественного образования микрообластей сдвига в границах зерен. Аккомодационным процессом зернограничной деформации наноматериалов является пластическая ротация зерен. При превышении критического размера зерна становятся возможными аккомодационные процессы образования дислокаций в границах и их выход в объем зерна.

6. Начальная стадия микропластического течения поликристаллов реализуется , посредством зернограничной деформации, при которой деформационные кривые <т(е) не зависят от размера зерна. Протяженность этой стадии возрастает с уменьшением величины зерна и в нанокристаллических материалах достигает уровня макротекучести.

7. Предел текучести нанокристаллических материалов увеличивается с ростом зерна когда размер областей микропроскальзывания не зависит от размера зерна, или когда напряжение сопротивления зернограничному микропроскальзыванию увеличивается с ростом зерна. При возникновении дислокационных аккомодационных процессов выполняется классическая зависимость Холла-Петча

8. В нанокристаллических материалах возможен новый эффект -«наноструктурный захват» трещины, заключающийся в возникновении ряда метастабильных термодинамически устойчивых состояний трещины.

Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации докладывались и обсуждались на Всесоюзных конференциях «Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства металлов» (Тула, 1980, 1983 гг.); IV Всесоюзном симпозиуме по импульсным давлениям (Менделеево, 1983); Всес. совещ. «Проблемы исследования структуры аморфных металлических сплавов» (Москва, 1985 г.); Ш Всес. совещ. «Физикохимия аморфных (стеклообразных) металлических сплавов» (Москва, 1989 г.); XII Всес. конф. «Физика прочности и пластичности металлов и сплавов» (Куйбышев, 1989 г.); Международной конференции «International Conference on Nanostructered Materials - П» (Stuttgart, 1994 г.); Международной конференции «ISMANAM-95» (Quebec, 1995); VI Межд. совещ. «Аморфные прецизионные сплавы: технология, свойства, применение» (Боровичи, 1996 г.); Межд. конф. «Стекла и твердые электролиты» (Санкт-Петербург, 1999 г.); VII Всерос. конф. «Аморфные прецизионные сплавы: технология - свойства - применение» (Москва, 2000 г.); 1-ой Евразийской научно-практической конф. «Прочность

неоднородных структур» (Москва, 2002 г.); Всерос. конф. «Дефекты структуры и прочность кристаллов» (Черноголовка, 2002 г.).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 28 работ.

Структура и объем диссертационной работы. Диссертация состоит из введения, семи глав, каждая из которых заканчивается выводами, заключения, где отражены наиболее значимые из полученных результатов, и списка цитируемой литературы. Работа изложена на 317 страницах, включая 35 рисунков и одну таблицу. Список цитируемой литературы содержит 371 наименование.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ.

Во Введении обосновывается актуальность и новизна диссертационной работы, формулируется цель и задачи работы, излагаются основные положения и результаты, выносимые на защиту.

В Главе I «Получение, структура и механические свойств быстрозакаленных сплавов» содержится обзор современного состояния исследований по теме диссертации, дается формулировка основных проблем и постановка задачи исследования. В этой главе излагаются основные методы получения быстрозакаленных материалов из расплава. Приводятся типичные значения скоростей охлаждения, реализуемых для разных методов получения сплавов закалкой из жидкого состояния. Обсуждаются условия формирования аморфного состояния и кристаллических структур.

Проводится анализ экспериментальных данных по структуре и механическим свойствам быстрозакаленных кристаллических материалов. Приводятся основные закономерности механического поведения и подробно обсуждаются механизмы деформации аморфных металлических сплавов. В этой главе дается также обзор методов получения, структуры и механических свойств нанокристаллических материалов. На основе анализа экспериментальных данных по структуре и механическим свойствам

быстрозакаленных материалов формулируются задачи, решение которых необходимо для достижения сформулированной цели работы.

Во второй главе «Внутренние напряжения в металлических материалах, получаемых закалкой из расплава. Структурно-масштабные состояния быстрозакаленных материалов», состоящей из шести разделов, проводится теоретический анализ внутренних напряжений разной природы в металлических материалах, получаемых закалкой из расплава,- и дается классификация обобщенных структурно-масштабных состояний наномикроструктурных быстрозакаленных материалов.

Проводится систематизация структурных неоднородностей разных масштабных уровней аморфных металлических сплавов и рассчитываются обусловленные ими напряжения. Проводятся расчеты термических напряжений, возникающих в процессе формирования лент аморфных и аморфно-кристаллических сплавов методом спиннингования. На основании теорий термовязкоупругости и структурной релаксации рассчитываются переходные и остаточные внутренние напряжения в цилиндрическом волокне, получаемом методами спиннингования во вращающуюся воду и вытягивания из расплава в стеклянной оболочке. Задача рассматривается в полной постановке с учетом возникновения и релаксации напряжений в керне и оболочке в интервале температур от начальной, соответствующей жидкому состоянию двухслойного волокна, до комнатной. Проводятся конкретные расчеты уровня и распределения остаточных термических напряжений для однородного аморфного волокна сплава С^З^Вю- Подробно анализируется зависимость внутренних напряжений от теплофизических параметров материала волокна, соотношения модулей упругости и коэффициентов термического расширения волокна и оболочки, и режимов его получения.

Анализируются релаксационные процессы в быстрозакаленных микрокристаллических сплавах. Рассчитывается плотность образующихся призматических дислокационных петель в результате коагуляции вакансий в зависимости от размеров и физических параметров ячеек и их границ.

Проводится систематизация структурных состояний материалов с ультрадисперсной структурой. Рассматриваются три основных структурных состояния твердого тела - аморфное, квазикристаллическое и кристаллическое, как объемные, так и граничные (для границ зерен и поверхностей раздела) и поверхностные (для свободной поверхности). На этой основе дается классификация возможных обобщенных объемно-граничных структурно-масштабных состояний быстрозакаленных материалов.

Третья глава «Теория гетерогенной пластической деформации аморфных и аморфно - кристаллических металлических сплавов», состоящая из пяти разделов, посвящена разработке теории гетерогенного пластического течения аморфных и аморфно-кристаллических сплавов. В ней определяются условия развития полос сдвига в аморфных металлических сплавах. Для вывода условий распространения полос сдвига используется шергетический подход с привлечением важного понятия механики разрушения - J- интеграла, определяющего поток энергии через контур вокруг вершины полосы (Рис.1). Для полосы сдвига вводится коэффициент интенсивности напряжений, выражающий меру концентрации напряжений в вершине полосы и позволяющий описывать условия развития гетерогенного пластического течения для разных условий нагружения образцов определенной геометрии. Проводится анализ локальной деформационной кривой аморфных сплавов.

При нагружении аморфного сплава сдвиговое напряжение возрастает в области упругих деформаций, достигает максимума тт в области начала пластического течения, а затем резко падает до стационарного значения т0. Условия развития полос сдвига в AMC выражаются через базовые параметры локальной деформационной кривой.

Напряжение распространения полосы сдвига длиной L в аморфном

сплаве с напряжением сопротивления сдвигу тт, равно:

—,1/2

я-(1-у) L

с,

УС

■ ■

л Ф)

то

Ф)

и(х) к 1

2 \ и*

г— 0 X

Д «—

б.

Рис. 1. а. Контур, охватывающий вершину полосы сдвига; б. распределение сдвигового напряжения и относительного смещения по длине полосы сдвига.

1 де Ос = (т,„ - то)ие - удельная энергия, диссипируемая в концевой зоне полосы сдвига, то - стационарное сдвиговое напряжение в полосе, и« - характерное значение смещения в концевой области полосы.

Рассчитывается распределение смещений и напряжений вдоль полосы сдвига (Рис. 1.6). Получается в аналитическом виде условие развития полос сдвига с концентраторов напряжения в зависимости от критической длины полосы сдвига, внешнего напряжения и параметров концентратора.

Анализируются структурные механизмы гетерогенной пластической деформации аморфно-кристаллических сплавов. Устанавливаются и обосновываются структурные механизмы развития полос сдвига в аморфно-кристаллических сплавов с разными значениями среднего размера, объемной лоли и морфологии кристаллических включений в аморфной матрице.

Показывается возможность реализации механизма эстафетного развития 1 етерогенного пластического течения в таких материалах, заключающегося в последовательном образовании полос скольжения и полос сдвига в кристаллических и аморфных областях материала, соответственно.

Разрабатывается модель низкотемпературного деформационного поведения аморфных металлических сплавов, позволяющая рассчитывать деформационную ст-е кривую.

В четвертой главе «Структурные механизмы пластической деформации нанокристаллических, аморфно-нанокристаллических и нано-микрокристаллических материалов», состоящей из шести разделов, разрабатывается теория низкотемпературной пластической деформации нанокристаллических, аморфно-нанокристаллических и нано-микрокристаллических материалов.

Предлагается и обосновывается микроструктурный механизм процесса низкотемпературного зернограничного микропроскальзывания (ЗГМП) нанокристаллических материалов посредством образования ■ микрообластей сдвига в границах зерен. Разрабатывается математическая модель пластической деформации нанокристаллических материалов, с помощью которой

рассчитывается деформационная кривая, зависимость предела текучести от температуры Т и размера зерна D наноматериала (Рис.2. а.'б), дается последовательное объяснение экспериментально наблюдаемых аномалий зависимости Холла-Петча в нанометровом диапазоне размеров зерен. Полученные теоретические зависимости предела текучести от размера зерна наноматериалов находятся в хорошем соответствии с экспериментальными данными.

Показывается, что аккомодационным механизмом зернограничной деформации наноматериалов при размере зерен менее примерно 10 нм является пластическая ротация зерен. При превышении критического размера зерна становятся возможными аккомодационные процессы образования дислокаций в границах и их выход в объем зерен.

Полученные определяющие деформационное поведение нанокристаллических материалов соотношения имеют вид:

ca(s) = os + A|i(D/L)( 1 - Sqh/ D) e / qhm2, e < e* = mqh(5/D)y*, ct(s) = oà(e*) + 0Сди[кЬ(£ - e*) / mÇD]1/2, e > s*, (2)

где <хд, a, li, Ç - численные параметры < 1, m - ориентационный фактор, L -средний размер областей зернограничного микропроскальзывания, as -напряжение сопротивления низкотемпературному зернограничному сдвигу, у* - предельная величина зернограничного сдвига, 8 - толщина границ.

Устанавливается, что на стадии пластического течения нанокристаллических материалов, реализуемой посредством зернограничного микропроскальзывания, и сопровождаемой аккомодационным вращением зерен деформационные кривые c(s), а, следовательно, и предел текучести не зависят от размера зерна.

Показывается, что предел текучести нанокристаллических материалов увеличивается с ростом зерна когда размер областей микропроскальзывания не зависит от размера зерна, или когда напряжение сопротивления зернограничному микропроскальзыванию увеличивается с ростом зерна.

О 0.2 0.4 , 0.6 0.8 1.0

а. Т/Т*

(ст> - ст5)/ц

б. Ош,нм1Л

Рис. 2. а Зависимость напряжения сопротивления ЗГМП от температуры, п = 1, 2, 4; б. зависимость предела текучести наноматериала сту от квадратного корня размера зерна Б; 1. - Ь = сопз1(0), 2. - Ь =

(Рис.2.б). При возникновении дислокационных аккомодационных процессов выполняется классическая зависимость Холла-Петча.

Для температурной зависимостью напряжения сопротивления зернограничного микропроскальзывания получается формула:

т5(Т) = то { 1 - [(кТ/СтоЦ»)ЦухиЛЗг) ]1/п }. (3)

Зависимость т5(Т) для значений показателя зависимости энергии активации образования микрообластей сдвига величиной ио в границе п = 1; 2; 4 показана на Рис.2.а. при следующих значениях параметров: Б = 10 нм, скорость * 1

деформации е- 10 с", объем области зернограничного микропроскальзывания От = 4,3 10"28м3, частота Дебая V = 1012 с"1, ио = 0.2 нм, численные параметры £ = 1,Х = 0.4.

Неоднородные зернограничные сдвиги вызывают концентрацию напряжений в прилегающих областях материала. Когда величина сдвига у достигает некоторого критического значения у*, локальное напряжение Т], становится настолько большим, что вызывает зарождение дислокаций на краях областей зернограничного микропроскальзывания.

Изменение свободной энергии ДО, обусловленное образованием круговой полупетли радиусом Я в вершине области ЗГМП, складывается из собственной энергии дислокации, энергии ступеньки на ГЗ и работы ,

совершаемой локальным полем напряжений:

А0= (4)

где Нет 1,2 - энергия ступеньки единичной длины на ГЗ до испускания с нее дислокации и после соответственно, г0 - радиус ядра дислокации, р - радиус кривизны вершины области. Равновесный размер петли дислокации определяется условием дАО/дИ = 0, а при д2АО/д2К = Остановится возможной спонтанная эмиссия дислокаций. Условие безактивационной генерации дислокационной полупетли с вершины области ЗГМП принимает вид:

Г* = 0.3[Ь/(г0р),,2]ехр[- (I - Г)/2]; Г = Г^ф. (5)

где Гь - энергия ГЗ. При типичных значениях параметров в (4) у* ~ 0.2.

Формулируется критерий смены зернограничного механизма деформации на дислокационный механизм в таких материалах при изменении размера зерна. Устанавливается, что, в зависимости от размера зерна и соотношения напряжений сопротивления зернограничных сдвигов и сопротивления движению дислокации в решетке, возможны следующие варианты развития пластического течения.

1. Если размер зерна нанокристаллического материала меньше минимального критического размера Б]*, то основным механизмом пластической деформации является зернограничное микропроскальзывание, а аккомодационным процессом является пластическая ротация зерен. 2. Когда размер зерен наноматериала превышает первый критический размер зерна ю энергетически выгодными становятся аккомодационные процессы образования дислокаций в границах. 3. В интервале размеров зерен нанокристаллического материала О^* > О > Б]*, где Х^г* - второй критический размер зерна, ниже которого в нанозернах не могут образовываться дислокационных скоплений, становятся возможными процессы выхода образующихся дислокаций из границ в объем зерен, но деформация наноматериала развивается за счет генерации и движения одиночных петель дислокаций. 4. При Б > 1)2* деформация наноматериала или субмикрокристаллического материала будет развиваться за счет- генерации цу1 ов дислокаций с границ зерен и развития полос скольжения.

Изучаются особенности деформационного поведения аморфно -наиокристаллических материалов. Рассчитывается зависимость напряжения течения от объемной доли структурных составляющих и размера нанозерен. Показывается, что полосы сдвига преодолевают скопления нанокристаплов зарождением новых микрополос перед основными полосами.

Рассчитывается зависимость предела текучести микрокристаллических сплавов с ячеисто-зеренной и столбчатой структурой от размеров ячеек, их

границ и физических параметров структуры. Получается аналитическое выражение для напряжения прохождения дислокации через границы ячеек.

Проводится анализ начальной стадии микропластического течения поликристаллов с произвольным размером зерна и показывается, что она реализуется посредством зернограничной деформации, при которой деформационные кривые ст(е) не зависят от размера зерна. Устанавливается, что протяженность этой стадии возрастает с уменьшением величины зерна и в нанокристаллических материалах достигает уровня макротекучести (нескольких процентов).

В пятой главе «Структурные механизмы и особенности разрушения аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических сплавов», состоящей из шести разделов, исследуются структурные механизмы и особенности разрушения аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических материалов. Проводится систематизация структурных механизмов разрушения аморфных сплавов (Рис.3.а). Рассчитывается кинетика разрушения аморфных сплавов в разных структурных состояниях по полосам сдвига.

Реологическое поведение материала в полосе сдвига описывается степенной зависимостью сдвигового напряжения от скорости • сдвиговой

деформации: г, где Т1„ и п - параметр и показатель нелинейной

вязкости соответственно.

Скорость возрастания объемной доли пор f в полосе сдвига равна:

=_____АГ'"/.

(I _/)(*■)'" ¿.'»"»'У'"*""

<т~(1 -/У к

(6)

2'+"(1 + 2л)" . I

где I// = —--—, Ь„ - среднее расстояние между центрами пор в плоскости

(2 + п)п"

полосы сдвига, Ьо - начальная в отношении развитии системы пор толщина полосы сдвига, Г - поверхностное натяжение материала в полосе.

' о 00 ' о

а1.

•2.

аЗ.

т~

»4.

61.

62.

63.

64.

65.

в1.

в2.

ВЗ.

•Л'О , 1

«. Ч

Рис. З.а.б.в. Структурные механизмы разрушения аморфных сплавов.

Показывается, что при изменении структурного состояния аморфного сплава возникает многообразие механизмов разрушения по' полосам сдвига: механизм развития менисковой неустойчивости сменяется механизмом зарождения, роста и объединения пор в полосе, либо реализуется одновременное развитие пор и менисковой неустойчивости ' (Рис.3.б.в). Формулируется количественный критерий смены механизмов разрушения аморфных сплавов по полосам сдвига.

Изучаются статистические аспекты разрушения аморфных металлических сплавов при наличии объемных и поверхностных дефектов ленточных образцов. Определяются параметры распределения прочности для партий ленточных образцов. Теоретически и экспериментально исследуются статистические аспекты прочности аморфного сплава 9ХСНР. Показывается, что условия разрушения существенно зависят от характера, размеров и концентрации макроскопических неоднородностей и несовершенств. Подход Вейбулла и развитая в работе статистическая модель прочности АМС применяются для анализа экспериментальных данных по прочности лент аморфного сплава 9ХСНР. Обнаруживается наличие трех типов распределения прочности с разными модулями распределения. Экспериментальные данные хорошо согласуются с теоретическими результатами по распределению прочности лент аморфного сплава 9ХСНР.

Разрабатывается модель разрушения НМ и анализируется влияние размера зерна на механизмы и условия разрушения. Показывается необходимость учета вкладов границ зерен и их стыков в энергию разрушения, а при интеркристаллитном разрушении - также учета линейного натяжения поверхности трещины. Устанавливается, что размер трещины Гриффитса может быть намного больше размера зерна НМ, определяющего характерный масштаб периодического изменения энергии разрушения. Показывается, что при этом может реализоваться эффект наноструктурного захвата трещины -возникновение ряда метастабильных термодинамически устойчивых состояний трещины.

Рассматриваются особенности разрушения НМ, получаемых методами кристаллизации AMC. Анализируются структурные механизмы, определяющие понижение напряжение разрушения НМ, полученных кристаллизацией AMC, с увеличением размера зерна. Показывается, что зернограничная пористость приводит к значительному понижению напряжения разрушения материала Of из-за уменьшения несущего сечения границ и повышения действующих напряжений на границах зерен. Рассчитывается зависимость напряжения разрушения НМ от размера зеона.

Проводится анализ разрушения нанокристаллических материалов, полученных методами компактирования нанопорошка, механического сплавления или интенсивной пластической деформации, зеренная структура которых характеризуется высокой степенью структурной неравновесности и наличием нескомпенсированных стыков границ. Стык, для которого величина нескомпенсированного разворота соседних зерен равна Q, создает дальнодействующее поле упругих напряжений, подобное полю напряжений дисклинации мощностью П. Показывается, что продвижение вершины трещины приводит к релаксации полей напряжения стыковых дисклинаций, находящихся на лини движения фронта. Критерий Гриффитса для трещины длиной L в таком материале будет иметь вид:

er = [4р (уе - Ayd)41 - v)L]I/2 + Шя2(1 - v)](D/L)1/2. (7)

где уе - энергия неравновесных границ зерен, Дуа = <р[р Ог/4тс(1 - v)]Le -снижение эффективной энергии разрушения из-за релаксации полей напряжений нескомпенсированных стыков границ зерен; Le = 3L*, где L* -среднее расстояние между нескомпенсированными стыками границ зерен. Второй член в правой части (7) - напряжение, необходимое для прохождения вершины растущей трещины между двумя нескомпенсированными стыками зерен.

Рассчитывается вязкость разрушения нанокристаллических материалов с учетом зернограничного микропроскальзываяия. На основе проведенного анализа механизмов разрушения наноматериалов показывается, что наиболее

значимым источником повышения вязкости является зернограничная пластическая деформация.

В шестой главе «Механизмы и кинетика компактирования аморфно-кристаллических сплавов при повышенных температурах», состоящей из шести разделов, проводится теоретический анализ структурных механизмов формирования аморфных и наноаморфных компактных материалов. Получено аналитическое выражение для зависимости радиуса залечиваемых (растущих) пор от времени в материале, зависимость скорости деформации которого от напряжения определяется функцией гиперболического синуса.

Рассчитывается кинетика уплотнения порошковых и волоконных компактов аморфных сплавов под действием внешнего давления. Находятся условия сохранения аморфного состояния в процессе компактирования. Определяются температурно-временные режимы получения наноаморфных материалов. Рассматривается возможность и условия получения нано-микроаморфных волоконных компактных материалов. На основе полученных результатов строится диаграмма структурных механизмов процесса изостатического прессования аморфных металлических сплавов.

Седьмая глава диссертации «Структурные фазовые превращения в микро - и на некристаллических материалах», состоящая из шести разделов, посвящена изучению особенностей структурных фазовых превращений в быстрозакаленных сплавах.

Рассчитывается энергия активации процесса наслаивания дефектов упаковки, определяющего условия и кинетику развития двойникования и полиморфных превращений в сплавах с невысокой энергией дефектов упаковки. Устанавливается, что величина энергетического барьера убывает с ростом энергетического выигрыша наслаивания и действующего сдвигового напряжения. Определяется критическое значение движущей силы процесса для данного механизма превращения, при котором величина энергетического барьера обращается в нуль.

Рассматривается размерный эффект реализации мартенситного превращения. Получается условие развития кристалла мартенсита в изолированном объеме материала (включении, зерне), из которого следует, что движущая сила и температура начала превращения убывают обратно пропорционально квадратному корню размера зерна. Определяется критическое значение размера зерна, при котором происходит подавление превращения.

Показывается, что пересыщение кристалла вакансиями, образующимися при закалке из расплава и компактировании ульрадисперсных частиц, существенно влияет на зарождение новой фазы. Конденсация избыточных вакансий вызывает образование призматических дислокационных петель и потерю когерентности выделений новой фазы. В результате возникает метастабильное двухфазное состояние: система дисперсных включений новой фазы в исходной матрице. Объемная доля дисперсной фазы увеличивается с ростом разности химических потенциалов неискаженных фаз. При достижении некоторой критической объемной доли новой фазы система переходит в однофазное состояние.

Проводится анализ условий формирования субмикрокристаллической структуры при интенсивных механических воздействиях. Разрабатывается квазиравновесная модель полосовой структуры, образуемой в ходе интенсивной пластической деформации, и определяются условия реализации такой структуры. Рассчитывается зависимость периода полосовой структуры от размера зерна, энергии границ полос и угла разориентации решетки. Показывается, что период полосовой структуры пропорционален квадратному корню энергии границ полос и размера зерна, и уменьшается с ростом угла разворота решетки в полосе в ходе деформации. Рассматривается способ получения материала с субмикрокристаллической структурой методом ударного нагружения. Определяется критическое значение амплитуды импульсной нагрузки, необходимое для расщепления дислокаций и их комплексов, приводящего к неограниченному расширению дефектов упаковки

и формированию структуры из взаимно пересекающихся дефектов упаковки и их групп.,.Обсуждается возможность получения массивных наноматериалов за счет структурных фазовых превращений в сплавах с субмикрокристаллической структурой.

В Заключении приводятся основные результаты и выводы.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ.

1. Проведена классификация мезоструктурных неоднородностей аморфных металлических сплавов, полученных закалкой из расплава, и рассчитаны обусловленные ими напряжения. Аналитически и численными методами рассчитаны закалочные напряжения в лентах и волокнах аморфных сплавов с учетом релаксационных процессов и реальных температурных полей в ходе закалки расплава. Установлено, что уровень остаточных напряжений линейно возрастает с повышением толщины ленты и коэффициента теплообмена на контактной поверхности.

Проведен анализ релаксационных процессов в быстрозакаленных сплавах с-" ячеисто-дендритной структурой при наличии неравновесных вакансий. Получено выражение для условия релаксации напряжений в такой системе и рассчитана зависимость плотности образующихся дислокаций от размеров и физических параметров ячеек.

Проведена классификация обобщенных структурно-масштабных состояний быстрозакаленных сплавов с ультрадисперсной структурой.

2. Построена феноменологическая теория гетерогенного пластического течения аморфных сплавов. На основе введенных для полос сдвига .[-интеграла и коэффициента интенсивности напряжений развит общий метод определения условий развития полос в аморфных металлических сплавах, что позволяет рассчитать адекватную 'эксперименту ст-е - диаграмму в зависимости от параметров мезоструктуры сплава. Найдено, что напряжение распространения полосы сдвига пропорционально квадратному корню из отношения удельной энергии, диссипируемой в концевой зоне полосы сдвига, к длине полосы.

3. Построена модель развития полос сдвига в аморфно-кристаллических сплавах. Показана возможность реализации эстафетного механизма гетерогенного пластического течения в таких материалах, заключающегося в последовательном образовании полос скольжения и полос сдвига в кристаллических и аморфных областях материала, соответственно. Установлен размерный эффект для развития полос сдвига в тонких аморфных слоях в кристаллической матрице, заключающийся в подавлении развития полос при уменьшении толщины аморфного слоя ниже порогового значения.

4. Проведен теоретический анализ структурных механизмов формирования наноаморфных твердых тел и рассчитана кинетика уплотнения аморфных компактов под действием внешнего давления. Определены температурно-временные режимы получения наноаморфных металлических материалов. Показана возможность и определены условия получения нано-микроаморфных компактных материалов.

5. Разработан микроструктурный механизм процесса низкотемпературного зернограничного микропроскальзывания нанокристаллических материалов посредством образования микрообластей сдвига в границах зерен. Разработана математическая модель пластической деформации нанокристаллических материалов, с помощью которой рассчитана деформационная кривая, зависимость предела текучести от температуры и размера зерна наноматериала, что позволило дать последовательное объяснение аномалий зависимости Холла-Петча в нанометровом диапазоне размеров зерен. Полученные результаты по деформационному поведению наноматериалов хорошо согласуются с экспериментальными данными.

6. Проведен теоретический анализ гетерогенной пластической деформации аморфно-нанокристаллических сплавов и установлено, что распространение полос сдвига может происходитьза счет повторяющегося зарождения микрополос. Показано, что напряжение течения аморфно-нанокристаллических сплавов линейно возрастает с увеличением объемной доли' нанокристаллических включений £ при £ « 1. Рассчитаны

деформационные кривые нанокристаллических материалов с аморфными межзеренными прослойками и аморфных сплавов с нанокристаллическими включениями.

7. Разработана модель и рассчитана кинетика разрушения аморфных сплавов по полосам сдвига за счет зарождения, роста и коалесценции пор. Сформулирован критерий смены механизмов разрушения по полосам сдвига -переходу от механизма менисковой неустойчивости развития трещины к механизму развития пор. Показана возможность реализации смешанных механизмов разрушения по полосам сдвига. Установлены статистические распределения прочности лент аморфных сплавов с учетом объемных и поверхностных дефектов и показано наличие трех механизмов разрушения, соответствующих различным структурным состояниям аморфного сплава. Проведена классификация механизмов разрушения аморфных сплавов. Полученные результаты имеют хорошее соответствие с экспериментальными данными.

8. Проведен теоретический анализ особенностей хрупкого разрушения нанокристаллических материалов, учитывающий роль границ зерен и их стыков в развитии трещины. Показано, что в наноматериалах возможен новый эффект - «наноструктурный захват» трещины, заключающийся в возникновении ряда метастабильных состояний трещины.

9. Рассмотрены особенности структурных фазовых превращений в быстрозакаленных микро- и нанокристаллических сплавах; получено условие развития кристалла мартенсита в изолированном объеме материала (включении, зерне). Определено критическое значение размера зерна, при котором происходит подавление превращения.

Показано, что пересыщение кристалла вакансиями, образующимися при закалке из расплава и/или компактировании ульрадисперсных частиц, влияет на термодинамику фазового превращения и может привести к формированию метастабильного двухфазного состояния - системы дисперсных включений новой фазы в исходной матрице.

10. Разработаны модели формирования субмикрокристаллической и нанокристаллической структуры массивных материалов при сочетании интенсивных механических воздействий (ударное нагружение, интенсивная пластическая деформация) и структурных фазовых переходов при последуйяцих термообработках.

- М' г .•,,

Основное содержание диссертации изложено в следующих публикациях.

1. Поздняков В.А., Соловьев В.А. О термофлуктуационном и квантовом зарождении новой фазы в кристаллах (Механизм наслаивания дефектов упаковки). - ДАН СССР. 1980, т. 252, №2, с. 339-343.

2. Поздняков В.А., Соловьев В.А. Распространение и взаимодействие дефектов упаковки в кристаллах при ударном нагружении. - ДАН СССР. 1982, т.266, №2, с. 338-342.

3. Поздняков В.А., Соловьев В.А., Плахотник В.Т., Борисов В.Т. Формирование дефектной структуры при высокоскоростной деформации. - "Прочность и пластичность металлов и сплавов». М.: Металлургия. 1985, с. 24-32.

4. Бащенко А.П., Ваганов В.Е., Поздняков В.А., Соловьев В.А. Механизмы формирования,,микроструктуры аустенитных сталей с низкой энергией дефектов упаковки при динамическом нагружении. - «Физические основы формирования физико-механических свойств сталей и сплавов». М.: Металлургия. 1990, с. 101-108.

5. Поздняков В.А., Ройтбурд A.JI. О выделении новой фазы в условиях : ■ пересыщения вакансиями. - ФММ. 1989, т.67, №5, с. 854-858.

6. Поздняков В.А., Ваганов В.Е. Расчет кинетики уплотнения порошковых аморфных металлических материалов в процессе теплого изостатического прессования. - Порошковая металлургия. 1993, №1, с. 12-16.

7. Поздняков В.А., Глезер A.M. Об аномалиях зависимости Холла-Петча нанокристаллических материалов. Письма в ЖТФ. 1995, т.21, №1, с.31-36.

8. Glezer A.M., Pozdnyakov V.A. Structural mechanism of plastic deformation of nanomaterials with amorphous intergranular layers. - Nanostruct. Mater.

1995, v.6, №1-4, pp. 767-769.

9. Pozdnyakov V.A., Trusov L.I., Glezer A.M.', Khvostantseva T.P. Microstructural mechanisms of creep acceleration in nano- and microcrystalline materials. - ISMANAM-95. Quebec. 1995. P-B-14.8.

10.Glezer A.M., Pozdnyakov V.A., Kirienko V.I., Zhigalina O.M. Structure and mechanical properties of liquid quenched nanocrystals. - Mater. Sci. Forum.

1996, v.225- 227, pp. 781-786.

П.Изотов В.И., Русаненко B.B., Копылов В.И., Поздняков В.А., Еднерал А.Ф., Козлова А.Г. Структура и свойства инварного сплава Fe-36%Ni после интенсивной сдвиговой деформации. - ФММ. 1996, т.82, №3, с. 123-135.

12.Поздняков В.А. Анализ структурных механизмов разрушения и оценка надежности аморфных и нанокристаллических материалов. - Сталь.

1997, №7, с. 62-65.

13,Pozdnyakov V.A., Glezer A.M. Fracture micromechanisms and fractal fracture surfaces of nanocrystals. ISMANAM - 97. Barcelona, Spain. 1997. 5- P - 32.

M.Antonov A.S., Borisov V.T., Borisov О.V., Pozdnyakov V.A., Prokoshin A.F., Usov N.A. Residual quenching stresses in amorphous ferromagnetic wires produced by an in-rotating-water spinning process. - J. Phys. D: Appl. Phys. 1999, v.32, pp. 1788-1794. 15.Антонов A.C., Борисов B.T., Борисов O.B., Поздняков В.А., Прокошин А.Ф., Усов Н.А. Расчет остаточных напряжений в аморфных волокнах. -Физ. и хим. стекла. 2000, т.26, №4, с. 506-514.

16.Поздняков В.А. Внутренние напряжения разных структурно-масштабных уровней в аморфных металлических сплавах. - Изв. АН. Серия физическая. 2001, т.65, №10, с. 1459-1464.

17.Поздняков В.А., Глезер А.М. Структурные механизмы пластической деформации нанокристаллических материалов. - ФТТ. 2002, т.44. №4, с. 705-710.

18.Поздняков В.А. Механизмы хрупкого разрушения гетерофазных нанокристаллических материалов. - "Прочность неоднородных структур». Тез. докл. Москва. 2002, с. 13.

19.Поздняков В.А. Механизмы и кинетика формирования наноаморфных твердых тел. - «Дефекты структуры и прочность кристаллов». Тез. докл. Черноголовка. 2002, с. 62.

20.Поздняков В.А., Глезер А.М. Природа микропластической деформации поликристаллических материалов. - ДАН. 2002, т.384, №2, с. 177-180.

2¡.Поздняков В.А. Условия образования и развития полос сдвига в аморфных металлических сплавах. - ФММ. 2002, т.94, №5, с. 26-33.

22.Поздняков В.А., Козлова О.С., Еднерал А.Ф. Статистические аспекты прочности металлических стекол. - Металлы. 2002, №5, с. 86-94

23.Поздняков В.А., Глезер A.M. Структурные механизмы разрушения аморфных металлических сплавов. - ДАН. 2002, т.387, № 4, с. 471-474.

24.Глезер A.M., Блинова Е.М., Поздняков В.А. Мартенситное превращение в микрокристаллических сплавах железо-никель. - Изв. АН. Сер. Физическая. 2002, т.бб, №9, с. 1263-1275.

25.Поздняков В.А. Особенности деформационного поведения аморфно-ианокристаллических материалов. - Материаловедение. 2002, №11, с. 3947. -

26.Поздняков B.Á. Микроструктурные механизмы зернограничной деформации нанокристаллических материалов. - Материаловедение. 2003, №3, с. 2-7.

27.Поздняков В.А. Особенности механического поведения наноструктурных материалов, полученных кристаллизацией аморфных сплавов. -Материаловедение. 2003, №2, с. 32-38.

28.Поздняков В.А. Наноструктурный захват трещин. - Письма в ЖТФ. 2003, т.29. №4, с. 46-51.

Отпечатано в ООО «Компания Спутник+» ПД № 1 -00007 от 25.09.2000 г. Подписано в печать 07.02.03 Тираж 100 экз. Усл. п.л. 1,94

Печать авторефератов: (095) 730-47-74

I i

йооЭ-А

éoJO

^ 1 X f

Содержание диссертации автор исследовательской работы: доктора физико-математических наук, Поздняков, Валентин Александрович

Введение.

Глава 1. Получение, структура и механические свойства быстрозакаленных сплавов.

1.1. Получение материалов сверхбыстрым охлаждением расплава. Условия формирования аморфного состояния и кристаллических структур.

1.2. Структура и механические свойства быстрозакаленных кристаллических материалов.

1.3. Механические свойства и механизмы деформации аморфных металлических сплавов: экспериментальные данные и теоретические представления.

1.4. Методы получения, структура и механические свойства нанокристаллических материалов.

1.5. Постановка задач исследования.

Глава 2. Внутренние напряжения в металлических материалах, получаемых закалкой из расплава. Структурно-масштабные состояния быстрозакаленных материалов.

2.1. Состояние проблемы: экспериментальные данные и теоретические представления.

2.2. Структурные неоднородности и внутренние напряжения разных масштабных уровней аморфных металлических сплавов.

2.3. Расчет термических напряжений, возникающих в процессе формирования лент и волокон аморфных и аморфно-кристаллических сплавов.

2.4. Релаксационные процессы в быстрозакаленных сплавах при закалке из расплава и последующих термообработках.

2.5. Классификация структурно-масштабных состоянии быстрозакаленных материалов.

Введение диссертация по физике, на тему "Механизмы деформации и разрушения аморфных и нанокристаллических сплавов, закаленных из жидкого состояния"

Аморфные металлические сплавы обладают радом преимуществ по сравнению с кристаллическими аналогами: наряду с высоким уровнем магнитных характеристик они имеют повышенное удельное сопротивление, высокую прочность, твердость и хорошую коррозионную стойкость. Благодаря такому сочетанию свойств аморфные сплавы нашли достойное применение в радиоэлектронной технике и приборостроении.

В современных технологиях используется контролируемый переход из аморфного в аморфно-кристаллическое, микрокристаллическое или нанокристаллическое состояния для получения требуемого комплекса физических свойств. Уникальным комплексом магнитных свойств обладают аморфно-нанокристаллические и нанокристаллические сплавы, полученные кристаллизацией аморфных сплавов. Например, аморфно-нанокристаллические сплавы системы Fe-Si-Cu-Nb-B (типа Finemet). Эффекты бистабильности и гигантского магнитоимпеданса в тонких аморфных и нанокристаллических магнитомягких ферромагнитных проводниках представляют базу для создания новых типов миниатюрных высокочувствительных сенсоров. Интенсивно исследуются в последнее время легко аморфизующиеся массивные аморфные сплавы.

Магнитная структура и свойства аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических сплавов сильно зависят от структурного состояния и внутренних напряжений. Вместе с тем эти материалы могут быть довольно хрупкими и при магнитострикционных и механических воздействиях изделия из них могут выходить из строя. Уровень требований к свойствам и надежности изделий из аморфных, нанокристаллических и микрокристаллических сплавов чрезвычайно возрос в последнее время. Поэтому принципиально важным является создание теории механического поведения аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристашшческих материалов в зависимости от параметров структуры, разработка моделей формирования структуры и внутренних напряжений.

Возможности использования аморфных сплавов в современной технике значительно расширяются с применением методов порошковой технологии. Это делает практически не ограниченными возможности синтеза новых перспективных материалов, представляющих собой композиты типа металл-керамика, в которых один или оба компонента находятся в нанокристаллическом состоянии. Для более успешного развития методов синтеза массивных порошковых аморфных сплавов и изделий из них необходимо уметь прогнозировать оптимальные параметры (время, температуру, давление) процесса прессования.

В последнее время значительно расширился спектр структурных состояний материалов с ультрадисперсной структурой. Механическое поведение аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристалличес ких материалов существенно отличается от поведения обычных кристаллических материалов. В них реализуются необычные механизмы деформации и разрушения, установлены нарушения основных закономерностей механического поведения и соотношений между свойствами и параметрами структуры, таких как классическое соотношение Холла-Петча. Исследование механического поведения нанокристалл ических и аморфно-нанокристаллических материалов необходимо для развития фундаментальных представлений о механизмах пластического течения материалов с широким спектром структурных состояний.

Для разработки новых аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристашшческих материалов, оптимизации их уникальных свойств и успешной эксплуатации готовых изделий из них необходимо знание физико-механических процессов, как на макро, так и на микро уровне. В связи с этим важным в настоящее время является установление взаимосвязи структуры и механических свойств быстрозакаленных материалов, разработка методов расчета условий пластической деформации, разрушения и структурных превращений аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических сплавов.

Цель работы. Целью работы является создание теории деформации и разрушения аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических сплавов, получаемых сверхбыстрым охлаждением расплава.

Создание такой теории включает в себя количественную характеристику возможных структурных состояний металлических сплавов (аморфного, аморфно-кристаллического, нанокристаллического, кристаллического и других), которые формируются в процессе закалки из расплава и последующих термических и механических воздействиях. Для каждого структурного состояния, характеризуемого масштабным уровнем, величиной внутренних напряжений и степенью неравновесности структуры, должны быть установлены механизмы деформации и разрушения.

Научная новизна диссертационный работы состоит в том, что автором впервые:

- проведена классификация мезоструктурных неоднородностей аморфных металлических сплавов, полученных закалкой из расплава, и определены обусловленные ими напряжения;

- разработана модель гетерогенного пластического течения аморфных сплавов; на основе введенных для полос сдвига J-интеграла и коэффициента интенсивности напряжений развит общий метод определения условий развития полос в аморфных металлических сплавах, что позволяет рассчитывать a-s- диаграмму при гетерогенном пластическом течении в зависимости от параметров мезоструктуры сплава;

- установлены и исследованы основные механизмы развития полос сдвига в аморфно-кристаллических сплавах; определена зависимость напряжения сопротивления развитию полос в зависимости от объемной доли нанокристаллических включений; рассмотрен механизм эстафетного развития полос сдвига в таких материалах; выявлены размерные эффекты развития полос сдвига в тонких аморфных слоях в кристаллической матрице; проведен теоретический анализ структурных механизмов формирования наноаморфных твердых тел и рассчитана кинетика уплотнения аморфных компактов под действием внешнего давления; теоретически определены температурно-временные режимы получения наноаморфных материалов без возникновения кристаллической фазы; рассмотрены возможность и условия получения нано-микроаморфных компактных материалов; предложен микроструктурный механизм процесса низкотемпературного зернограничного проскальзывания, вызывающего пластическую деформацию нанокристаллических материалов; разработана математическая модель пластической деформации нанокристаллических материалов, с помощью которой рассчитана деформационная кривая, зависимость предела текучести от температуры и размера зерна наноматериала, что позволило дать последовательное объяснение аномалий зависимости Холла-Петча в нанометровом диапазоне размеров зерен;

- разработана модель и рассчитана кинетика разрушения аморфных сплавов по полосам сдвига за счет зарождения, роста и коалесценции пор; сформулирован критерии смены механизмов разрушения по полосам сдвига - перехода от механизма менисковой неустойчивости развития трещины к механизму развития пор; рассмотрены статистические аспекты прочности лент аморфных сплавов с учетом объемных и поверхностных дефектов; проведена классификация механизмов разрушения аморфных сплавов;

- рассмотрены особенности структурных фазовых превращений в быстрозакаленных микро- и нанокристаллических сплавах; получено условие развития кристалла мартенсита в изолированном объеме материала (включении, зерне); определено критическое значение размера зерна, при котором происходит подавление превращения; показано, что пересыщение кристалла вакансиями, образующимися при закалке из расплава и компактировании ульрадисперсных частиц, существенно влияет на условие зарождения новой фазы и может привести к формированию метастабильного двухфазного состояния: системы дисперсных включений новой фазы в исходной матрице.

Практическая ценность. Разработанная теория гетерогенной деформации и разрушения аморфных металлических сплавов может быть использована для разработки новых, в том числе объемно аморфизирующихся сплавов, для определения допустимых нагрузок и установления оптимальных условий эксплуатации изделий из аморфных сплавов.

Модели деформации и разрушения нанокристаллических материалов важны для определения допустимых нагрузок и установления оптимальных эксплуатационных режимов изделий из наноматериалов.

Исследование структурных и фазовых превращений быстрозакаленных из расплава металлических материалов дает возможность определения спектра возможных структурных состояний таких материалов и оптимизации режимов их получения.

Положения, выносимые на защиту.

1. Разработанная теория процесса гетерогенного пластического течения аморфных и аморфно-кристаллических металлических сплавов, основанная на введении J-интеграла, коэффициента интенсивности напряжений для полос сдвига и анализе полей напряжений мезоструктурных неоднородностей, обеспечивает адекватное эксперименту описание деформационного поведения этих материалов.

2. В аморфных и аморфно-нанокристаллических сплавах полосы сдвига преодолевают структурные мезонеоднородности или нанокристаллические включения зарождением новых полос сдвига в вершине основной блокированной полосы. Альтернативным механизмом распространения полосы сдвига является непрерывно повторяющееся образование микрополос в ее вершине.

5. При низких температурах и высоких напряжениях в нанокристалл ических материалах происходит зернограничное микропроскальзывание с помощью механизма множественного образования микрообластей сдвига в границах зерен. Аккомодационным процессом зернограничной деформации наноматериалов является пластическая ротация зерен. При превышении критического размера зерна становятся возможными аккомодационные процессы образования дислокаций в границах и их выход в объем зерен.

6. Начальная стадия микропластического течения поликристаллов, реализуется посредством зернограничной деформации, при которой деформационные кривые a(s) не зависят от размера зерна. Протяженность этой стадии возрастает с уменьшением величины зерна и в нанокристаллических материалах достигает уровня макротекучести.

Содержание диссертации. Во Введении обосновывается актуальность и новизна диссертационной работы, формулируется цель и задачи работы, излагаются основные положения и результаты, выносимые на защиту.

В первой главе содержится обзор современного состояния исследований по теме работы, дается формулировка основных проблем и постановка задачи исследования. В этой главе излагаются основные методы получения быстрозакаленных материалов из расплава. Обсуждаются условия формирования аморфного состояния и кристаллических структур. Проводится анализ экспериментальных данных по структуре и механическим свойствам быстрозакаленных кристаллических материалов. Приводятся основные закономерности механического поведения и подробно обсуждаются механизмы деформации аморфных металлических сплавов. В первой главе также дается обзор методов получения, структуры и механических свойств нанокристаллических материалов. На основе анализа экспериментальных данных по структуре и механическим свойствам быстрозакаленныз материалов формулируются конкретные задачи, решение которых необходимо для достижения сформулированной цели работы.

Во второй главе работы, состоящей из шести разделов, проводится теоретическое определение внутренних напряжений в металлических материалах, получаемых закалкой из расплава, и дается классификация структурно-масштабных состояний быстрозакаленных материалов. Рассматриваются структурные неоднородности и внутренние напряжения разных масштабных уровней аморфных металлических сплавов. Рассчитываются термические напряжения, возникающие в процессе формирования лент и волокон аморфных и аморфно-кристаллических сплавов. Анализируются релаксационные процессы в быстрозакаленных микрокристаллических сплавах. Рассматриваются три основных структурных состояния - объемные, границ зерен и поверхностей раздела, свободной поверхности материалов: аморфное, квазикристаллическое и кристаллическое. На этой основе дается классификация возможных структурно-масштабных состояний быстрозакаленных материалов.

Третья глава, состоящая из пяти разделов, посвящена разработке теории гетерогенного пластического течения аморфных и аморфно-кристаллических сплавов. В ней определяются условия развития полос сдвига в аморфных металлических сплавах. Анализируются структурные механизмы гетерогенной пластической деформации аморфно-кристаллических сплавов. Показывается возможность преодоления скоплений мезоструктурных неоднородностей полосой сдвига за счет зарождения новых полос перед заторможенной полосой. Разрабатывается модель низкотемпературного деформационного поведения аморфных металлических сплавов.

В четвертой главе, состоящей из шести разделов, разрабатывается теория низкотемпературной пластической деформации нанокристаллических, аморфно-нанокристаллических и нано-микрокристаллических материалов. Исследуются зернограничные механизмы пластического течения нанокристаллических материалов.

Рассчитываются деформационная кривая, зависимость предела текучести от температуры, размера зерна и состояния границ зерен наноматериалов. Дается последовательное объяснение аномалий зависимости Холла-Петча в нанокристаллических материалах и показывается хорошее согласие полученных теоретических результатов с экспериментальными данными.

Показывается, что предел текучести нанокристаллических материалов увеличивается с ростом зерна, когда размер областей микропроскальзывания не зависит от размера зерна, или когда напряжение сопротивления зернограничному микропроскальзыванию увеличивается с ростом зерна. При возникновении дислокационных аккомодационных процессов выполняется классическая зависимость Холла-Петча.

Формулируется критерий смены зернограничного механизма деформации на дислокационный механизм при увеличении размера зерна наноматериалов. Неоднородные зернограничные сдвиги вызывают концентрацию напряжений в прилегающих областях материала. Когда величина сдвига у достигает некоторого критического значения у*, локальное напряжение xL становится настолько большим, что вызывает зарождение дислокаций на краях областей зернограничного микропроскальзывания.

Изучаются особенности деформационного поведения аморфно -нанокристаллических материалов. Рассчитывается зависимость напряжения течения от объемной доли структурных составляющих и размера нанозерен. Предлагается структурная модель развития полос сдвига в аморфно-нанокристаллических сплавах.

В пятой главе, состоящей из шести разделов, исследуются структурные механизмы и особенности разрушения аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических материалов. Рассчитывается кинетика разрушения аморфных сплавов в разных структурных состояниях по полосам сдвига. Получено аналитическое выражение для скорости роста объемной доли пор в полосе сдвига.

Изучаются статистические аспекты разрушения аморфных металлических сплавов. Определяются параметры распределения прочности для партий ленточных образцов. Теоретически и экспериментально исследуются статистические аспекты прочности аморфного сплава 9ХСНР. Показывается, что условия разрушения существенно зависят от характера, размеров и концентрации макроскопических неоднородностей и несовершенств. Подход Вейбулла и развитая в работе статистическая модель прочности АМС применяются для анализа экспериментальных данных по прочности лент аморфного сплава 9ХСНР. Обнаруживается наличие трех типов распределения прочности с разными модулями распределения.

Разрабатывается модель хрупкого разрушения нанокристаллических и аморфно-нанокристаллических сплавов. Рассчитывается вязкость разрушения нанокристаллических материалов с учетом зернограничного микропроскальзывания.

В шестой главе, состоящей из шести разделов, проводится теоретический анализ структурных механизмов формирования наноаморфных твердых тел при компактировании. Рассчитывается кинетика уплотнения аморфных компактов под действием внешнего давления. Получается аналитическое выражение для зависимости радиуса залечиваемых пор от времени процесса в материале, зависимость скорости деформации которого от напряжения определяется функцией гиперполического синуса.

Определяются температурно-временные режимы получения наноаморфных материалов при сохранении аморфного состояния. Рассматривается возможность и условия получения нано-микроаморфных волоконных компактных материалов. На основе полученных результатов строится диаграмма структурных механизмов процесса изостатического прессования аморфных металлических сплавов.

Седьмая, заключительная глава диссертации, состоящая из шести разделов, посвящена изучению особенностей структурных фазовых превращений в быстрозакаленных сплавах. Рассчитывается энергия активации процесса наслаивания дефектов упаковки, определяющего условия и кинетику развития двойникования и полиморфных превращений в сплавах с невысокой энергией дефектов упаковки. Определяется критическое значение размера зерна, при котором происходит подавление превращения. Показывается, что пересыщение кристалла вакансиями, образующимися при закалке из расплава и компактировании ульрадисперсных частиц, существенно влияет на зарождение новой фазы. Строится квазиравновесная модель полосовой структуры, образуемой в ходе интенсивной пластической деформации, и определены условия реализации такой структуры. Рассматривается способ получения материала с субмикрокристаллической структурой методом ударного нагружения. Обсуждается возможность получения массивных материалов с нанокристаллической структурой.

В Заключении приводятся основные результаты и выводы.

Основное содержание работы отражено в следующих статьях автора.

1. Поздняков В.А., Соловьев В.А. О термофлуктуационном и квантовом зарождении новой фазы в кристаллах (Механизм наслаивания дефектов упаковки). - ДАН СССР. 1980, т.252. №2, с. 339-343.

2. Поздняков В.А., Соловьев В.А. Распространение и взаимодействие дефектов упаковки в кристаллах при ударном нагружении. - ДАН СССР. 1982, т.266. №2, с. 338-342.

3. Поздняков В.А., Соловьев В.А., Плахотник В.Т., Борисов В.Т. Формирование дефектной структуры при высокоскоростной деформации. - «Прочность и пластичность металлов и сплавов». М.: Металлургия. 1985, с. 24-32.

4. Бащенко А.П., Ваганов В.Е., Поздняков В.А., Соловьев В.А. Механизмы формирования микроструктуры аустенитных сталей с низкой энергией дефектов упаковки при динамическом нагружении. -«Физические основы формирования физико-механических свойств сталей и сплавов». М.: Металлургия. 1990, с. 101-108.

5. Поздняков В.А., Ройтбурд A.JI. О выделении новой фазы в условиях пересыщения вакансиями. - ФММ. 1989, т.61. №5, с. 854-858.

7. Поздняков В.А., Глезер А.М. Об аномалиях зависимости Холла-Петча нанокристаллических материалов. Письма в ЖТФ - 1995, т.21. №1, с. 31-36.

8. Glezer А.М., Pozdnyakov V.A. Structural mechanism of plastic deformation of nanomaterials with amorphous intergranular layers. -Nanostruct. Mater. 1995, v.6. №1-4, pp. 767-769.

9. Pozdnyakov V.A., Trusov L.I., Glezer A.M., Khvostantseva T.P. Microstructural mechanisms of creep acceleration in nano- and microcrystalline materials. - ISMANAM-95. Quebec. 1995. P-B-14.8.

10.Glezer A.M., Pozdnyakov V.A., Kirienko V.I., Zhigalina O.M. Structure and mechanical properties of liquid quenched nanocrystals. - Mater. Sci. Forum. 1996, v. 225- 227, pp. 781-786.

11 .Изотов В.И., Русаненко B.B., Копылов В.И., Поздняков В.А., Еднерал А.Ф., Козлова А.Г. Структура и свойства инварного сплава Fe-36%Ni после интенсивной сдвиговой деформации. - ФММ. 1996, т.82. №3, с. 123-135.

12.Поздняков В.А. Анализ структурных механизмов разрушения и оценка надежности аморфных и нанокристаллических материалов. - Сталь. 1997. №7, с. 62-65.

13.Pozdnyakov V.A., Glezer A.M. Fracture micromechanisms and fractal fracture surfaces of nanocrystals. 1SMANAM - 97. Barcelona, Spain. 1997. 5-P-32.

M.Antonov A.S., Borisov V.T., Borisov O.V., Pozdnyakov V.A., Prokoshin A.F., Usov N.A. Residual quenching stresses in amorphous ferromagnetic wires produced by an in-rotating-water spinning process. - J. Phys. D: Appl. Phys. 1999, v.32, pp. 1788-1794.

15. Антонов A.C., Борисов B.T., Борисов O.B., Поздняков В.А., Прокошин А.Ф., Усов Н.А. Расчет остаточных напряжений в аморфных волокнах. - Физ. и хим. стекла. 2000, т.26. №4, с. 506-514.

1 б.Поздняков В.А. Внутренние напряжения разных структурномасштабных уровней в аморфных металлических сплавах. — Изв. АН. Серия физическая. 2001, т.65. №10, с. 1459-1464.

17.Поздняков В.А., Глезер А.М. Структурные механизмы пластической деформации нанокристашшческих материалов. - ФТТ. 2002, т.44. №4, с. 705-710.

18.Поздняков В.А. Механизмы хрупкого разрушения гетерофазных нанокристаллических материалов. - «Прочность неоднородных структур». Тез. докл. Москва. 2002, с. 13.

20. Поздняков В.А., Глезер А.М. Природа микропластической деформации поликристаллических материалов. - ДАН. 2002, т.384. №2, с. 177-180.

21. Поздняков В.А. Условия образования и развития полос сдвига в аморфных металлических сплавах. - ФММ. 2002, т.94. №5, с. 26-33.

22. Поздняков В.А., Козлова О.С., Еднерал А.Ф. Статистические аспекты прочности металлических стекол. - Металлы. 2002. №5, с.86-94

23. Поздняков В.А., Глезер А.М. Структурные механизмы разрушения аморфных металлических сплавов. - ДАН. 2002, т.384. №2, с. 177-180.

24. Глезер A.M., Блинова Е.М., Поздняков В.А. Мартенситное превращение в микрокристаллических сплавах железо-никель. — Изв. АН. Сер. Физическая. 2002, т.66. №9, с. 1262-1275.

25. Поздняков В.А. Особенности деформационного поведения аморфно-нанокристаллических материалов. Материаловедение. 2002. №11, с. 39-47.

26. Поздняков В.А. Микроструктурные механизмы зернограничной деформации нанокристаллических материалов. - Материаловедение. 2003. №3, с. 2-7.

27. Поздняков В.А. Особенности механического поведения наноструктурных материалов, полученных кристаллизацией аморфных сплавов. - Материаловедение. 2003. №2, с. 32-38.

28. Поздняков В.А. Наноструктурный захват трещин. Письма в ЖТФ. 2003. т. 29. №4, с. 46-51.

Заключение диссертации по теме "Физика конденсированного состояния"

7.6. Основные результаты и выводы по главе.

1. Проведен анализ особенностей структурных фазовых превращений (мартенситных и диффузионных) в быстрозакаленных металлических материалах.

Рассчитана энергия активации процесса наслаивания дефектов упаковки, определяющего условия и кинетику развития двойникования и полиморфных превращений в сплавах с невысокой энергией дефектов упаковки. Величина энергетического барьера убывает с ростом энергетического выигрыша наслаивания и действующего сдвигового напряжения. Определено критическое значение движущей силы процесса для данного механизма превращения, при котором величина энергетического барьера обращается в нуль.

2. Рассмотрен размерный эффект реализации мартенситного превращения. Получено условие развития кристалла мартенсита в изолированном объеме материала (включении, зерне). Показано, что движущая сила и температура начала превращения убывают обратно пропорционально квадратному из корню размера зерна. Определено критическое значение размера зерна, при котором происходит подавление превращения.

3. Показано, что пересыщение кристалла вакансиями, образующимися при закалке из расплава и компактировании ульрадисперсных частиц, существенно влияет на зарождение новой фазы. Конденсация избыточных вакансий вызывает образование призматических дислокационных петель и потерю когерентности выделениями новой фазы. В результате возникает метастабильное двухфазное состояние - система дисперсных включений новой фазы в исходной матрице. Объемная доля дисперсной фазы увеличивается с ростом разности химических потенциалов неискаженных фаз. При достижении критической объемной доли новой фазы система переходит в однофазное состояние.

4. Проведен анализ условий формирования субмикрокристаллической структуры при интенсивных механических воздействиях. Построена квазиравновесная модель полосовой структуры, образующейся в ходе интенсивной пластической деформации, и определены условия реализации такой структуры. Рассчитана зависимость периода полосовой структуры от размера зерна, энергии границ полос и угла разориентации решетки. Показано, что период полосовой структуры пропорционален квадратному корню из энергии границ полос и размера зерна и уменьшается с ростом угла разворота решетки в полосе в ходе деформации.

5. Рассмотрен способ получения материала с субмикрокристаллической структурой методом ударного нагружения. Определено критическое значение амплитуды импульсной нагрузки, необходимое для расщепления дислокаций и их комплексов, приводящее к неограниченному расширению дефектов упаковки. Рассчитана зависимость расстояния между частичными дислокациями расщепленной полной дислокации от амплитуды и длительности импульсной нагрузки. Если за время действия импульса напряжений частичные дислокации отходят на расстояния, превышающие критическое значение, процесс расширения дефектов упаковки становится необратимым и ведет к формированию структуры из взаимно пересекающихся дефектов упаковки и их групп.

6. Предложен способ получения массивных материалов с нанокристаллической структурой за счет формирования субмикрокристаллической структуры при интенсивных механических воздействиях (интенсивная пластическая деформация и ударноволновое нагружение) и последующей закалки в твердом состоянии с формированием гетерофазной наноструктуры в ходе фазового превращения.

Заключение. Основные результаты и выводы.

1. Проведена классификация мезоструктурных неоднородностей аморфных металлических сплавов, полученных закалкой из расплава, и определены обусловленные ими напряжения. Аналитически и численными методами рассчитаны закалочные напряжения в лентах и волокнах аморфных сплавов с учетом релаксационных процессов и реальных температурных полей в ходе закалки расплава. Установлено, что уровень остаточных напряжений линейно возрастает с повышением толщины ленты и коэффициента теплообмена на контактной поверхности. Проведен анализ релаксационных процессов в быстрозакаленных сплавах с ячеисто-дендритной структурой при наличии неравновесных вакансий. Получено выражение для условия релаксации напряжений в такой системе и рассчитана зависимость плотности образующихся дислокаций от размеров и физических параметров ячеек и их границ.

2. Построена феноменологическая теория гетерогЬнного пластического течения аморфных сплавов. На основе введенных для полос сдвига J-интеграла и коэффициента интенсивности напряжений развит общий метод определения условий развития полос в аморфных металлических сплавах, что позволяет рассчитать cr-s - диаграмму в зависимости от параметров мезоструктуры сплава. Напряжение распространения полосы сдвига в аморфном сплаве выражено через удельную энергию, диссипируемую в концевой зоне полосы сдвига, и длину полосы.

3. Построена модель развития полос сдвига в аморфно-кристаллических сплавах. Показана возможность реализации механизма эстафетного развития гетерогенного пластического течения в таких материалах, заключающегося в последовательном образовании полос скольжения и полос сдвига в кристаллических и аморфных областях материала, соответственно. Установлен размерный эффект для развития полос сдвига в тонких аморфных слоях в кристаллической матрице, заключающийся в подавлении развития полос при уменьшении толщины аморфного слоя ниже порогового значения.

4. Проведен теоретический анализ структурных механизмов формирования наноаморфных твердых тел и рассчитана кинетика уплотнения аморфных Компактов под действием внешнего давления. Определены температурно-временные режимы получения наноаморфных материалов без возникновения кристаллической фазы. Показана возможность и определены условия получения нано-микроаморфных волоконных компактных материалов.

5. Предложен микроструктурный механизм процесса низкотемпературного зернограничного проскальзывания и пластической деформации нанокристаллических материалов посредством образования микрообластей сдвига в границах зерен. Разработана математическая модель пластической деформации нанокристаллических материалов, с помощью которой рассчитана деформационная кривая, зависимость предела текучести от температуры и размера зерна наноматериала, что позволило дать последовательное объяснение аномалий зависимости Холла-Петча в нанометровом диапазоне размеров зерен.

6. Проведен теоретический анализ пластической деформации аморфно-нанокристаллических сплавов и установлены структурные механизмы деформации. Рассчитана деформационная кривая наноматериалов с аморфными межзеренными прослойками и аморфных сплавов с наяокристаллическими включениями. Определена зависимость напряжения течения от объемной дол® нанокристаллических включений f и показано, что предел текучести аморфно-нанокристаллических сплавов линейно возрастает с увеличением объемной доли f, при f « 1.

7. Разработана модель и рассчитана кинетика разрушения аморфных сплавов по полосам сдвига за счет зарождения, роста и коалесценции пор. Сформулирован критерий смены механизмов разрушения по полосам сдвига - переходу от механизма менисковой неустойчивости развития трещины к механизму развития пор. Проведен анализ смешанных механизмов разрушения по полосам сдвига. Установлены статистические распределения прочности лент аморфных сплавов с учетом объемных и поверхностных дефектов и показано наличие трех типов распределения прочности, соответствующих различным структурным состояниям аморфного сплава. Проведена классификация механизмов разрушения аморфных сплавов.

8. Проведен теоретический анализ особенностей хрупкого разрушения нанокристаллических материалов, учитывающий роль границ зерен и их стыков в развитии трещины. Показано, что в наноматериалах возможен новый эффект - «наноструктурншй захват» трещины, заключающийся в возникновении ряда метастабшгьных состояний трещины.

ГОказано, что пересыщение кристалла вакансиями, образующимися при закалке из расплава и/или компактировании ульрадисперсных частиц, существенно влияет на Термодинамику фазового превращения и может привести к формированию метастабильного двухфазного состояния -системы дисперсных включений новой фазы в исходной матрице.

10. Разработаны модели формирования дисперсной структуры массивных материалов при сочетании интенсивных механических воздействий (ударное нагружение, интенсивная пластическая деформация) и структурных фазовых переходов при последующих термообработках.

Условные обозначения. а - температуропроводность. b - вектор Бюргерса решеточной дислокации.

С - тензор модулей упругости.

D - размер зерна поликристалла. d - размер ячеек.

Е - модуль Юнга.

Es - энергия s-ой подсистемы.

G - функция Грина теории упругости.

AG - энергия активации.

К - коэффициент объемного сжатия.

Кс - вязкость разрушения.

Кп - коэффициент интенсивности напряжений полосы сдвига, р - давление.

Т - абсолютная температура. Tg - температура стеклования, v - удельный объем. U, и - смещения. а* - параметр композиционного порядка, а - коэффициент линейного термического расширения. Р - численный коэффициент. 8 - ширина границы зерна. - деформация. • е - скорость деформации. у - сдвиговая деформация. у - скорость сдвиговой деформации. Г - поверхностная энергия. rj - вязкость.

Ла,с - коэффициент композиционного и концентрационного расширения аморфного сплава. р. - модуль сдвига. v - коэффициент Пуассона.

Vd - дебаевская частота. р - плотность дислокаций. рк - относительная плотность компакта. ст - напряжение. ста - внешнее напряжение. сту - предел текучести. ctj - внутренние напряжения.

CTf - напряжение разрушения. т - сдвиговое напряжение.

Q - атомный объем, вектор Франка.

С1а ~ объем области ЗГМП.

АМС - аморфный металлический сплав.

А-КМС - аморфно-кристаллический металлический сплав.

ДУ - дефект упаковки.

ГЗ - граница зерна.

ЗГМП - зернограничное микропроскальзывание. НМ - нанокристаллический материал. СМК - субмикрокристаллический.

Ам, Кр, КвКр - аморфное, кристаллическое и квазикристаллическое структурные состояния.

НКр, МкКр - нано - и микрокристаллические структурные состояния.

Список источников диссертации и автореферата по физике, доктора физико-математических наук, Поздняков, Валентин Александрович, Москва

1. Металлические стекла. По ред. Дж. Дж. Гилмана и X. Дж. Лими. М.: Металлургия. 1984, 264 с.

2. Сверхбыстрая закалка жидких сплавов. Под ред. Г. Германа. М.: Металлургия. 1986, 375 с.

3. Метастабильные и неравновесные сплавы. Под ред. Ю.В.Ефимова. М.: Металлургия. 1988, 383 с.

4. Бадинтер Е.А., Бегман Н.Г., Драбенко Н.Ф. и др. Литой микропровод и его свойства. Кишинев: Штиинца. 1973, 318 с.

5. Мирошниченко И.С. Закалка из жидкого состояния. М.: Металлургия. 1982,168 с.

6. Jones Н. Rapid solidification of metals and alloys. L.: Northway House. 1982,168 p.

7. Rapidly Quenched Metals 4RQM: Proc. 4th Int. Conf. Ed. T. Masumoto, K. Suzuki. Sendai: The Japan Institute of Metals. 1982, v.l, 2.

8. Rapidly Quenched Metals 5RQM: Proc. 5th Int. Conf. Ed. H. Warlimont, S. Steeb. Amsterdam: North-Holland Publ. 1985.

9. Аморфные металлические сплавы. Под ред. Ф.Е.Люборского. М.: Металлургия. 1987, 584 с.

10. Судзуки К., Фудзимори X., Хасимото К. Аморфные металлы. Под ред. Ц. Масумото. М.: Металлургия. 1987, 328 с.

11. Rapid Solidification Processing: Principles and Technol. П. Ed. By R. Mehrabian, B.H. Kear, M. Cohen. N.Y. L.: Claitor s Pub. 1980.

12. Ковнеристый Ю.К. Объемно-аморфизующиеся металлические сплавы. М.: Наука. 1999, 80 с.

13. The Intenat. Symp. On Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials. ISMANAM 95, Quebec. 1995.

14. Rapidly Quenched Metals 9RQM: Proc. 9th Intemat. Conf. Ed. P. Duhaj, P. Mrafko, P. Svec. Materials Science and Engineering. 1997, A226-228.

15. Металлические стекла. Выпуск П. Атомная структура и динамика, электронная структура, магнитные свойства. Под ред. Г. Бека и Г. Гюнтеродга. М.: Мир.1986, 456 с.

16. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. М.: Мир. 1978, 806 с.

17. Немилов С.В. Генезис стеклообразного состояния. Три варианта подхода к проблеме. Физ. и хим. стекла. 1992, т. 18, №5, с. 1-24.

18. Мазурин О.В. Стеклование. JL: Наука. 1986,158 с.

19. Mehrabian R. Rapid solidification. Metals Review. 1982, v.27, №4, pp. 185-208.

20. Борисов B.T. Теория двухфазной "зоны металлического слитка. М.: Металлургия. 1987, 224 с.

21. Trivedi R., Kurz W. Solidification microstructures: a conceptual approach. -Acta Metall. Mater. 1994, v.42, №1, pp. 15-23.

22. Флеминге M. Процессы затвердевания. M.: Мир. 1977,423 с.

23. Rapidly Quenched Metals 2RQM: Proc. 2nd Int. Conf. Ed. N. Y. Grant, B.C. Giessen. Cambridge (USA). MIT Press. 1976. Teil. 1; Teil. 2. Mater. Sci. Eng. 1976, v.23.

24. Boswell P.G., Chadwick G.A. The grain size of splat-quenched alloys. -Scripta Metall. 1977, v.l 1, №6, pp. 459-465.

25. Багузин C.B., Суязов A.B. Кристаллические сплавы железа, полученные закалкой из жидкого состояния. Ин-т «Черметинформация». М. 1988. (Обз. Информ. Сер. Металловедение и термическая обработка, в. 1. 31 е.).

26. Глезер A.M., Молотилов Б.В., Соснин В.В. Структурные особенности сплава сендаст (Fe-Si-Al), полученного закалкой из расплава. II. Закалочные дефекты. ФММ. 1984, т.58, №2, с. 370-376.

27. Глезер A.M., Малеева И.В. Влияние закалки из расплава на структуру и свойства сплавов Fe-Cr-Al. ФММ. 1990, т.69, №1, с. 901-909.

28. Takahashi М., Nushiro К., Formation of F.C.C. phase in Fe-C alloys by rapid quenching. Physica Status Solidi. A. 1985, v.89, №1, pp. K27-K29.

29. Глезер A.M., Соснин В.В. Структурные и фазовые превращения в сплавах Fe-Al, полученныхзазсалкой из жидкого состояния. Изв. АНСССР. Сер. Физическая. 1989, т.53, №4, с. 671-678.

30. Глезер А.М. Особенности структуры и механического поведения нанокристаллов, полученных закалкой из жидкого состояния. Материаловедение. 1999, №3, с. 10-19.

31. Kozakai Y., Takabatake J. Spinodal decomposition in Fe-Mo and Fe-W binary alloys prepared by liquid-quenching. In: 7., v.2, pp. 1573-1576.

32. Inokuti V., Cantor B. The microstructure and kinetics of martensite transformations in splat-quenched Fe and Fe-Ni alloys. Acta Metall. 1982, v.30, №2, pp. 343-356.

33. Rayment J.J., AshiTu O. The as-quenched microstructures of rapidly solidified Fe-25Ni. Solid to Solid Phase Transformation. Warrendale. 1982, pp. 1385-1389.

34. Glezer A.M., Pankova M.N. Martensitic transformation in microcrystalline meltquenched Fe-Ni alloys. J. Phys. IV. 1995, v.5, pp. 299-303.

35. Пушин В.Г., Волкова С.Б., Матвеева H.M., Л.И.Юрченко, А.С.Чистяков. Структурные и фазовые превращения в квазибинарных сплавах системы TiNi-TiCu, быстрозакаленных из расплава. IV. Микроструктура кристаллических сплавов. ФММ, 1997, т.83, №6, с. 149-156.

36. Пушин В.Г., Коуров Н.И., Кунцевич Т.И., Матвеева Н.М., Попов В.В. Структура и свойства быстрозакаленных сплавов TiNiFe с памятью формы. П. Мартенситные превращения и свойства сплавов. ФММ. 2001, т.92, №1, с. 68-74.

37. Armstrong R.W. The yield and flow stress dependence on polycrystal grain size. "Yield, flow and fracture of polycrystals" Ed. by T.N. Baker. Applied Sci., Cambridge. 1983, pp. 1-31.

38. Jackson M.R., Huang S.C. Mechanical behavior of RS-superalloys. Mechanical behavior of rapidly solidified materials. Proceeding Conference. N.Y. USA. 1985.

39. Mordike B.L., Bergmann H.W. Microstructure and properties of fine grained supersaturated Fe-C alloys. Rapidly Solified Amorphous Ciystalline Alloys. Ed. by B.H. Cear, B.C. Giessen, N. Cohen. L: Elsevier Science Publ. 1982.

40. Inoue A., Kojima Y. Microstructures and mechanical properties of austenite in melt-quenched Fe-Ni-C alloys. Trans. Iron and Steel Inst. Jap. 1981, v.21, №9, pp. 656-663.

41. Inoue A., Yano N. Mechanical strengths and corrosion resistance of Fe-Ni-Cr-Al wires produced by a technique of melt spinning. Trans. Iron and Steel Inst. Jap. 1985, v.25, №8, pp. 1069-1075.

42. Inoue A., Yano N. Mechanical properties of Fe-Ni-Si-C and Fe-Ni-Cr-Si-C wires prepared by melt spinning. Trans. Iron and Steel Inst. Jap. 1986, v.26, №11, pp. 993-1001.

43. Jones H. Review. The status of rapid solidification of alloys in research and application. J. Mater. Sci. 1984, v.19, №4, pp. 1043-1075.

44. Золотухин И.В. Физические свойства аморфных металлических сплавов. М.: Металлургия. 1986,176 с.

45. Глезер А.М, Молотилов Б.М. Структура и механические свойства аморфных сплавов. М.: Металлургия. 1992, 208 с.

46. Алехин В.П., Хоник В.А. Структура и физические закономерности деформации аморфных сплавов. М.: Металлургия. 1992,248 с.

47. Chen H.S. Glassy metals. Rep. Progr. Phys. 1980, v.43, №4, pp. 353-432.

48. Spaepen F. Defects in amorphous metals. In: Physics of defects. Amsterdam: North - Holl. 1981, pp. 135-174.

49. Gilman J.J. Flow via dislocations in ideal glasses. J. Appl. Phys. 1973, v.44, №2, pp. 675-679.

50. Hirth J. The mechanism of shear of an amorphous metal. J. Mater. Sci. 1977, v.12, pp. 2540-2542.

51. Ли Дж. M. Микромеханизмы деформации и разрушения. В 1., с. 173190.

52. Morris R.S. Disclination-dislocation model of metallic glass structures. J. Appl. Phys. 1979, v.50, №5, pp. 3250-3257.

53. Зайченко С.Г., Борисов В.Т. Дисклинационная модель пластической деформации аморфных металлических сплавов. ДАН СССР. 1982, т.263, №3, с. 622-626.

54. Овидько И.А. Дисклйнации и пластическая деформация в металлических стеклах. ФММ. 1989, т.67, №4, с. 649-654.

55. Maeda К., Takeuchi S. Atomistic process of plastic deformation in a model amorphous metal. Phil. Mag. 1981, V.44A, №3, pp. 653-656.

56. Kobayashi S., Maeda K., Takeuchi S. Computer simulation of deformation of amorphous Cu57Zr43. Acta Metal! 1980, v. 12, №1, pp. 45-48.

57. Srolovitz D., Vitek V., Egami T. An-atomistic study of deformation of amorphous metals. Acta Metall. 1983, v.31, №2, pp. 335-352.

58. Spaepen F. A microscopic mechanism for steady state inhomogeneous flow in metallic glasses. Acta Metall. 1977, v.25, №4, pp. 407-415.

59. Steif P.F., Spaepen F., Hutchinson J.W. Strain localization in amorphous metals. Acta Metall. 1982, v. 30, №2, pp. 447- 455.

60. Argon A.S. Plastic deformation in metallic glasses. Acta Metall. 1979, v.27,№l, pp. 47-58.

61. Cohen M.H., Turnbull D. Molecular transport in liquids and glasses. J. Chem. Phys. 1959, v.31, №5, pp. 1164-1169.

62. Taub A.L., Spaepen F. The kinetics of structural relaxation of metallic glass.) Acta Metall. 1980, v.28, №9, pp. 1781-1788.

63. Argon A.S., Kuo H. Plastic flow in a disordered bubbler ruft (an analog of a metallic glass). Mater. Sci. and Eng. 1979, v.39, №1, pp. 101-109.

64. Argon A.S., Shi L.T. Development of visco-plastic deformation in metallic glasses. Acta Metall. 1983, v.31, №4, pp. 499-507.

65. Argon A.S. Stability of plastic deformation. In: The inhomogeneity of plastic deformation. A.S.M. Metals Park. Cleveland. 1973, pp. 161-189.

66. Поздняков В.А. Анализ структурных механизмов разрушения и оценка надежности аморфных и нанокристаллических материалов. Сталь. 1997, №7, с. 62-65.

67. Бакай А.С. Поликластерные аморфные тела. М.: Энергоатомиздат. 1987, 192 с.

68. Бакай А.С., Бенгус В.З., Дугай П., Табачникова Е.Д. Микроскопический механизм влияния композиционного и топологического порядка металлических стекол на сопротивление пластическому сдвигу. ФНТ. 1997, т.23, №12, с. 1337-1344.

69. Инденбом B.JI. Межузельный (краудионный) механизм пластической деформации и разрушения. Письма в ЖЭТФ. 1970, т.12, №11, с. 526528.

70. Головин Ю.И., Тюрин А.И. О межузельных механизмах пластического течения на начальной стадии погружения индентора при микроиндентированИи. Письма в ЖЭТФ. 1994, т.60, №10, с. 722-726.

71. Falk M.L., Langer J.S. Dynamics of viscoplastic deformation in amorphous solids. Phys. Rev. B. 1998, v.57, №6, pp. 7192-7205.

72. Gleiter H. Nanostructured Materials. Progress in Materials Science. 1989, v.33, pp. 223 -315.

73. Андриевский P.А., Глезер A.M. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. 1. Особенности структуры,термодинамика, фазовые равновесия, кинетические явления. ФММ. 1999, т. 88, № 1, с.50 - 73.

74. Андриевский Р.А., Глезер A.M. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. 2. Механические и физические свойства ФММ. 2000, т.89, №1, с. 91-112.

75. Gryaznov V.G., Trusov L.I. Size effects in micromechanics of nanocrystals. Progress in Materials Science. 1993, v. 37, pp.289-401.

76. Nanomaterials: Synthesis, Properties and Applications. Eds. A.S.Edelstein, R.C. Kamarata. Bristol: Institute of Physics. 1996, 596 p.

77. Гусев А.И. Эффекты нанокристаллического состояния в компактных металлах и соединениях. УФН. 1998, т. 168, №1, с.55-83.

78. Валиев Р.З., Исламгалиев Р.К. Структура и механическое поведение ультрамелкозернистых металлов и сплавов, подвергнутых интенсивной пластической деформации. ФММ. 1998, т.85, №3, с.161-177.

79. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Лотос. 2000, 271 с.

80. Lu К. Nanocrystalline metals crystallized from amorphous solids: nanocrystallization, structure and properties. Mater. Sci. Eng. 1996, v. R16, pp. 161-221.

81. Glezer A:M. Melt quenched nanocrystals. In: Nanostructured Materials. Science and Technology. Eds. G.M.Chow, N.I.Noskova. Dordrecht: Kluwer Acad. Publ. 1995, pp. 453-474.

82. Yamauchi K., Yoshizawa Y. Recent development of nanocrystalline soft magnetic alloys. -Nanostruct. Mater. 1995, v.6, №1-4, pp. 247-256.

83. Sun N.X., Lu K. Grain-size limit of polycrystalline materials. Phys. Rev. B. 1994, v.59, №9, pp. 5987-5989.

84. Лариков Л.Н. Нанокристаллические соединения металлов. -Металлофизика и новейшие технологии. 1995, т. 17, №9, с. 56-68.

85. Andrievski R.A., Kalinnikov G.V., Potafeev A.F., Urbanovich V.S. Synthesis, structure and properties of nanocrystalline nitrides and borids. -Nanostruct. Mater. 1995, v.6, №1-4, pp. 353-356.

86. Андриевский P.А. Синтез и свойства пленок фаз внедрения. Успехи химии. 1997, т.66,с. 57-77.

87. Nieman G.W., Weertmafi J.R., Siegel R.W. Mechanical behavior of nanocrystalline metals. Nanostruct. Mater. 1992, v.l, pp. 185-190.

88. Jang J.S., Koch C.C. The Hall-Petch relationship in nanocrystalline iron produced by ball milling. Scr. Metall. Mater. 1990, v.24, №8, pp. 15991604.

89. Smith T.R., Vecchio K.S. Synthesis and mechanical properties of nanoscale mechanically milled NiAl. Nanostruct. Maters. 1995, v.5, №1, pp. 11-23.

90. Hughes G.D., Smith S.D., Pande C.S., Johnson H.R., Armstrong R.W. Hall-Petch strengthening for the microhardness of twelve nanometer grain diameter electrodeposited nickel. Scr. Metall. 1986, v.20, №1, pp. 93-97.

91. Zhang H.Y., Hu Z.Q., Lu K. Hall-Petch relationship in the nanocrystalline selenium prepared by crystallization from the amorphous state. J. Appl. Phys. 1995, v.77, №6, pp. 2811-2813.

92. Tong H.Y., Wang J.T., Ding H.J., Jiang H.G., Lu K. The structure and properties of nanocrystalline Fe78Bi3Si9 alloy. J. Non-cryst. Sol. 1992, v.150, pp. 444-447.

93. Ding H.J., Tong H.Y, Jiang H.G., Wang J.T., Wei W.D. The positron annihilation and Hall-Petch relation in polycrystalline Fe78Bi3Si9 alloys. -Scr. Metall. Mater. 1993, v.29, pp. 1107-1110.

94. Liu X.D., Wang J.T., Hu Z.Q., Ding B.Z. Structure and properties of Fe-based nanocrystalline alloys containing a small amount of transition elements. Mater. Sci. Eng. A. 1993, v.169, pp. L17- L20.

95. Носкова Н.И., Пономарева Е.Г., Перетурина И.А., Кузнецова В.Н. Прочность и пластичность сплава Pd-Cu-Si в аморфном и нанокристаллическом состояниях. ФММ. 1996, т.81, №1, с. 163-170.

96. Глазер А.А., Лукшина В.А., Потапов А.П., Носкова Н.И. Нанокристаллический сплав Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9, полученный из аморфного состояния быстрой кристаллизацией при повышенных температурах. ФММ. 1992. №8, с. 96-100.

97. Носкова Н.И., Вильданова Н.Ф., Потапов А.П., Глазер А.А. Влияние деформации и отжига на структуру и свойства аморфных сплавов. -ФММ. 1992, №2, с. 83-88.

98. Noskova N.I., Ponomareva E.G., Lukshina V.A., Potapov A.P. Effect of rapid crystallization of Fe5Co7oSii5Bio glass on its properties. J. Nanostruct. Materials. 1995, v.6, № 5-8, pp. 969-972.

99. Li J.M.,Quan M.X., Hu Z.Q. Spectra investigation on Hall-Petch relationship in nanocrystalline FeygSigBn. Appl. Phys. Letters. 1996, v.69. №11, pp. 1559-1561.

100. Christman T. Grain boundary Strenthening exponent in conventional and ultrafine microstructures. Scripta Metall. Mater. 1993, v.28, pp. 14951500.

101. Lu K., Zhang H., Zhong Y., Fecht H.J. Grain size dependence of mechanical properties in n-Se. J. Mater. Res. 1997, v. 12, pp. 923-930.

102. LiuX.D., Wang J.T., Ping D.H., Li D.X. Structure and property (Feo.99Moo.oi)78Si9Bi2 alloys. J. Appl. Phys. 1993, v.74, №7, pp. 4501-4505.

103. Surinach S., Otero A., Baro M.D. et al Nanocrystallizationof amorphous FeCuNbSiB based alloys. Nanostruct. Mater. 1995, v.6, №1-4, pp. 461464.

104. Носкова Н.И. Структура, прочность и пластичность нанокристаллических и аморфных материалов. ФММ. 1998, т.86, №2, с. 101-116.

105. Kizuka Т., Ichinose Н., Ishida Y. Structura and hardness of nanocrystalline silver. J. Mater. Sci. 1997, v.32, №6, pp. 1501-1507.

106. Siegel R.W., Fougere G.E. Mechanical properties of nanophase metals.

107. Nanostruct. Maters. 1995, v.6, №1-4, pp. 205-216. 108.Konstantinidis D.A., Aifantis E.C. On the «anomalous» hardness of nanocrystalline materials. Nanostruct. Maters. 1998, v. 10, №7, pp. 11111118.

108. C.А.Пульнев, В. И.Копылов. Влияние примеси на деформацию нанокристаллической меди при низких температурах.- ФТТ, 1998, т.40, №9, с. 1639-1641.111 .Лурье А.И. Теория упругости. М.: Наука. 1970, 940 с.

109. Инденбом В.Л., Видро Л.И. Термопластические и структурныенапряжения в твердых телах. ФТТ. 1964, т.6, №4, с. 992-1000. ПЗ.Поздеев А.А., Няшин Ю.И., Трусов П.В. Остаточные напряжения. Теория и приложения. М.: Наука. 1982,111 с.

110. Gardon R. Thermal tempering of glass. Glass, sci. and tehnol. 1980, v. 5, Acad. Press N.Y., London, Toronto, Sydney, San Franc. Ed. by Uhlman

111. D.R., Kreidl N.J., pp. 145-216

112. Aggarwala B.D., Saibel E. Tempering stresses in an infinite glass plate. -Phys. and Chem. Glasses. 1961, v.2, №5, pp. 137-140.

113. Morland L.W., Lee E.H. Stress analysis for linear viscoelastic materials with temperature variation. Trans. Soc. Rheol. 1960, v.4, pp. 193-199.

114. Lee E.H., Rogers T.G. Solution of viscoelastic stress analysis problems using measured creep or relaxation functions. J. Appl. Mech. 1963, v.30, pp. 127-134.

115. Кристенсен P. Введение в теорию вязкоупругости. М.: Мир. 1974, 338с.

116. Lee Е. Н., Rogers Т. G., Woo Т. С. Residual stresses in a glass plate cooled symmetrically from both surfaces. J. Amer. Ceram. Soc. 1965, v.48, №9, pp. 480-487.

117. Narayanaswami O.S., Gardon R. Calculation of residual stresses in glass. -J. Amer. Ceram. Soc. 1969, v.52, №10, pp. 554-558.

118. Tool A.Q. Relation between inelastic deformability and thermal expanshion of glass in its annealing range. J. Amer. Ceram. Soc. 1946, v.29, №9, pp. 240-253.

119. Narayanaswami O.S.A model of structural relaxation in glass. J. Amer. Ceram. Soc. 1971, v.54, №10, pp. 491-498.

120. Мойнихан К., Маседо П., Саад Н., Деболт М., Дом Б., Истил А., Уаилдер Дж. Кинетика стеклования. Физ. и хим. стекла. 1975, т.1, №5, с. 420-426.

121. Mazurin O.V. Relaxation phenomena in glass. In: "Glass"77". V.I.Prague. 1977, pp. 129-169.

122. Moynihan C.T., Masedo P.B., Montrose C.J., Gupta P.K., Debolt M.A., Dill J.F., Wilder J.A. Structural relaxation in vitreous materials. Ann. New York Acad. Sci. 1976, v.279, pp. 15-35.

123. Gardon R., Narayanaswami O.S.Stress and volume relaxation in annealing flat glass. J. Amer. Ceram. Soc. 1970, v.53, №7, pp. 380-385.

124. Мазурин О.В., Лалыкин Н.В. Расчет напряжений в листовом стекле при непрерывном изменении скорости охлаждения. Физ. и хим. стекла. 1980, т.6, №.5, с. 622-625.

125. Гончукова Н. О. Расчет Напряжений в стекле, подвергнутом термообработке. Физ. и хим. стекла. 1979, т. 5, №4, с. 425 -430 .

126. Rekhson S. М., Scherer G.W. Visco elastic composites: bead seal - J. Amer. Ceram. Soc. 1982, v.65, №9, pp. 419- 425.

127. Livingston J.D. Stresses and magnetic domains in amorphous metal ribbons. Phys. Stat. Sol. (a). 1979, v.56, №2, pp. 637-645.

128. Sinnecker J.P., Grossinger R., Tuftelli R.S., Exel G., Greifeneder G., Kub C. Quenchched-in stresses in amorphous ribbons. JMMM. 1994, v. 133, №1, pp. 20-23.

129. Bengus V.Z., Ocelik V. Structural models of the yield stress anisotropy of amorphous alloy ribbons. J. Non-Cryst. Solids.1995, v.192/193, pp. 595598.

130. Дорофеева E.A., Прокопшн А.Ф. Магнитная анизотропия аморфных металлических сплавов на основе железа. ФММ. 1984, т.57, №3, с. 500-505.

131. Yavari A.R., Desre P., Hicter Т. The role of quenching stresses in the formation of metallic glasses. Scripta Metall. 1981, v.15, №5, pp. 503506.

132. Yavari A.R., Desre P. Thermal stresses and viskoelastic relaxation in metallic glasses prepared by liquid quenching. J. Mater. Sci. Letters. 1983, v.2, №2, pp. 516-518.

133. Varret F., Gal G.L., Henry M. The curvatura of amorphous metallic ribbons interpreted with a homogeneous quenching model. J. Mater. Sci. 1989, v.24, pp. 3399-3402.

134. Дорофеева Е.А., Прокопшн А.Ф. О формировании магнитной анизотропии и доменной структуры в аморфных металлических сплавах. ФММ. 1982, т.54, №5, с. 946-952.

135. Гончукова Н. О., Золотарев С. Н., Толочко О.В. Расчет напряжений в ленте металлического стекла. Физ. и хим. стекла. 1990, т. 16, №6, с. 928-931.

136. Эгами Т. Атомный ближний порядок в аморфных металлических сплавах. В кн.: 9. с. 92-106.

137. Косевич A.M. Физическая механика реальных кристаллов. Киев: Наукова думка. 1981, 328 с.

138. Egami Т., Maeda К., Vitek V. Structural defects in amorphous solids. A computer simulation study. Phil. Mag. 1980, v. A41, №6, pp. 883-891.

139. Kronmuller H. Micromagnetism and microstructure of amorpous alloys. J. Appl. Phys. 1981, v.52, №3, pp. 1859-1864.

140. Egami T. Structure and magnetism of amorphous alloys.- IEEE Trans. Magnet. 1981, v. MAG 17, №6, pp. 2600-2605.

141. Куницкий Ю.А., Коржик B.H., Борисов Ю.С. Некристаллические металлические материалы и покрытия в технике. К.: Тэхника. 1988, 198с.

142. Hirotsu Y., Uehara М., Ueno М. Microcrystalline domains in amorphous Pd77.5Cu6Sii6.5 alloys studied by high-resolution electron microscopy. J. Appl. Phys. 1986, v. 59, №9, pp. 3081-3086.

143. Скаков Ю.А., Финкель M.B. О фигурах травления в аморфных сплавах. Изв. ВУЗов. ЧМ. 1986, №9, с. 84-88.

144. Абросимова Г.Е., Аронин А.С. Особенности фазового расслоения при нагреве аморфного сплава Fe^oZrio. ФТТ. 1998, т.40, №10, с. 17691772.

145. Федорова Л.И., МихайлОвскИЙ И.М., Ксенофонтов В .А., Полтининл

146. П.Я. Промежуточный композиционный порядок в аморфном сплаве Fe4oNi3oB2o. -ЖТФ. 1994, т.64, №3, с. 177-180.

147. Popel P.S., Sidorov V.E. Microheterogeneity of liquid metallic solutios and its influence on the structure and properties of rapidly quenched alloys. In: 14. pp. 237-244.

148. Инденбом В.Л. К теории образования напряжений и дислокаций при росте кристаллов. Кристаллография. 1964, т.9, №1, с. 74-83.

149. Инденбом В.Л. Возникновение напряжений и дислокаций при росте кристаллов. Изв. АН Болгарии. Химия. 1978, т.Ю, №3-4, с. 613-627.

150. Любов Б.Я. Теория кристаллизации в больших объемах. М.: Наука.1975, 256 с.

151. Позняк А.А., Берзинь В.А. Развития упруговязкопластическогоонапряженного состояния слитка при затвердевании. Изв.АН Латв.ССР. Сер. Физ. и Тех. Наук. 1979, №4, с. 94-99.

152. Воронков В.В. Дислокационные скопления и малоугловые границы, возникающие в поле термических напряжений. Кристаллография.1976,т.21,№1, с. 23-29.

153. Trivinsky S.V., Masldva L.A. Subgrain structure formation in pure crystal grown from melts. Kritall. Und Technik. 1980, B. 12, №2, pp. 123-148.

154. Поздняков В. А. Внутренние напряжения разных структурно-масштабных уровней в аморфных металлических сплавов. Изв. АН. Серия физическая. 2001, т.65, №10, с. 1459-1464.

155. Egami Т., Srolovitz D. Local structural fluctuations in amorphous and liquid metals: a simple theory of the glass transition. J. Phys. F: Met. Phys. 1982, v. 12, №10, pp. 2141-2163.

156. Pawellek R., Fahnle M. Continuum theory of internal stresses in amorphous metals. J. Phys.: Condens. Matter. 1989, v.l, pp. 7257-7266.

157. Кренер Э. Общая континуальная теория дислокаций и собственных напряжений. М.: Мир. 1965,103 с.

158. Мига Т. Micromechanics of defects in solids. Hague: Martinus Nijhoff Publ. 1982, 571p.

159. Поздняков В.А. Внутренние напряжения разных структурных уровней в аморфных металлических сплавов. Аморфные прецизионные сплавы: технология - свойства - применение. Москва. Тез. докладов. 2000, с. 144.

160. Calm J.W. On spinodal decomposition. Acta Metall. 1961, v.9, №3, pp.795-801.

161. Johnson W.L., Keck W.M. Defects and inhomogeneities in metallic glasses. Metalltag. DDR: Amorphe Met. Wercst. 1981. Vortragssamul. Oberlungwitz., pp. 183-195.

162. Инденбом B.JI. К теории закалки стекла. ЖТФ. 1954, т.24, №5, с. 925928.

163. Борисов В:Т., Сребрянский Г. А. О формировании аморфной металлической ленты при закалке расплава. Изв.АН СССР. Металлы. 1984, №4, с. 82-85.

164. Davies Н.А. Solidification mechanisms in amorphous and crystalline ribbon casting. In: 8. pp. 101-106.

165. Kronmuller H., Ferneugel W. The role of internal stresses in amorphous ferromagnetic alloys. - Phys. Stat. Sol.(a). 1981, v.64, №1, pp. 593-602.

166. Новацкий В. Теория упругости. М.: Мир. 1975, 872 с.

167. Chiriac Н., Ovari Т. A. Amorphous glass covered magnetic wires: preparation, properties, applications. - Progress in Mater. Sci. 1996, v. 40,5, pp. 333-407.

168. Velazquez J., Vazquez M., Hernando A. et al Magnetoelastic anisotropy in amorphous wires due to quenching. J. Appl. Phys. 1991, v. 70, №10, pp. 6525 -6527.

169. Мори К. Применение аморфных сплавов в датчиках и преобразователях. Быстрозакаленные металлические сплавы. Ред. Штиб С., ВарлимонтГ. М.: Металлургия. 1989, с. 345 350.

170. Usov N., Antonov A., Dykhne A., Lagar kov A. Stress dependence of the loops of Co rich amorphous wires. - 1998. v.10. pp. 2453 - 2463.

171. Liu J., Malmhall R., Arnberg L., Savage S., J. Theoretical analisis of residual stress effects on the magnetostrictive properties of amorphous wires. J. Appl. Phys. 1990, v. 67, №9, pp. 4238 -4240.

172. Madurga V., Hernando A. Radial stress distribution generated during rapid solidification of amorphous wires. J. Phys. Condens. Matter. 1990, v.2, №9, pp. 2127-2132.

173. Александров И. В., Жаботинский М. Е. , Шушпанов О. Е. Некоторые вопросы механической надежности волоконных световодов. Радиотехника. 1982, т. 37, №5, с. 26-32.

174. Wysocki J. В., Colborn М. N., Alam S.N. et al. Low cycle fatigue behavior of metal coated silica fibers. - J. Non-Crystalline Solids. 1980, v. 42, pp. 261-268.

175. Antonov A.S., Borisov V.T., Borisov O.V., Pozdnyakov V.A., Prokoshin A.F., Usov N.A. Residual quenching stresses in amorphous ferromagnetic wires produced by an in-rotating-water spinning process. J. Phys. D: Appl. Phys. 1999, v.32, pp. 1788-1794.

176. Антонов A.C., Борисов B.T., Борисов O.B., Поздняков В.А., Прокошин А.Ф., Усов Н.А. Расчет остаточных напряжений в аморфных волокнах. Физ. и хим. стекла. 2000, т.26, №4, с. 506-514.

177. Дэвис Г.А. Методы быстрой закалки и образование аморфных металлических сплавов. Быстрозакаленные металлы. М.: Металлургия. 1983, с.11-30.

178. Chen H.S. A new aspect of the glass transition process and structural relaxation in metallic glasses. In 7. pp. 495-500.

179. Zaveta К., Springman В. et al Relaxation effects in Fe Co В metallic glass. -In: 7. pp. 523-527.

180. Поздняков B.A., Ваганов B.E., Салтыков B.H., Тепляков Н.Н. Формирование быстрозакаленного волокна при экстракции из расплава. Физикохимия аморфных (стеклообразных) металлических сплавов. Тез. докл. М. 1989, с. 182-183.

181. Кононенко В.Г. Дислокационно-диффузионные механизмы релаксации напряжений, локализованных вблизи инородных включений в монокристаллах (обзор). Металлофизика. 1985, т.7, №2, с. 71-88.

182. Чадек Й. Ползучесть металлических материалов. М.: Мир. 1987, 304 с.

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

184. Mori Т., Okabe М., Mtira Т. Diffusional relaxation around a second phase particle. Acta Metall. 1980, v.28, №2, pp. 319-325.

185. Shechtman D., Blech I., Gratias D., Cahn J.W. Metallic phase with long-range orientational order and no translational symmetry. Phys. Rev. Lett. 1984, v.53, №20, pp. 999-1007.

186. Janot Ch., Dubois D.M. Quasicrystals. J. Phys. F. 1988, v.18, №11, pp. 2303-2343.

187. Introduction to Quasicrystals. Ed. by M.V. Jaric. Academic Press, Boston, etc. 1988,274 р.190;Братковский A.M., Данилов Ю.А., Кузнецов Г.И. Квазикристаллы. -ФММ. 1989, т.68, №6, с. 1045-1095.

188. Inoue A. Preparation and novel properties of nanocrystalline and nanoquasicrystalline alloys. Nanostruct. Maters. 1995, v.6, №1-4, pp. 5364.

189. Sutton A.P. Irrational tilt grain boundaries as one-dimenshional quasicrystals. Acta Metall. 1988, v.36, №5, pp. 1291-1299.

190. Gleiter Н. Materials with ultrafine microstructures: retrospectives and perspectives. Nanostruct. Maters. 1992, v.l, №1, pp. 1-19.

191. Gleiter H. Nanostructured materials: state of art and perspectives. -Nanostruct. Maters. 1995, v.6, №1-4, pp. 3-14.

192. Zielinsky P.G., Ast D.G. Slip bands in metallic glasses. Phil. Mag. 1983, v.48A, №5, pp. 811-824.

193. Argon A.S., Megusar J., Grant N.J. Shear band induced dilatations in metallic glasses. Scripta Metall. 1985, v. 19, №2, pp. 591-596.

194. Neuhauser H. Rate of shear band formation in metallic glasses. Scripta Metall. 1978, v.12, №5, pp. 471-474.

195. Vianco P.Т., Li J.C.M. Annealing of shear bands in metallic glasses. J. Mater. Sci. 1987, v.22, pp. 3129-3138.

196. Sethi V.K., Gibala R., Heuer A.H. Transmission electron microscopy of shear bands in amorphous metallic alloys. Scripta Metall. 1978. v. 12, №2, pp. 207-209.

197. Виноградов А.Ю., Китагава К., Хоник В.А. Кинетика структурной релаксации и закономерности пластического течения металлических стекол. ФТТ. 1999, т.41, №12, с. 2167-2173.

198. Polk D., Turnball D. Flow of melt and glass forms of metallic alloys. Acta Met. 1972, v.20, №4, pp. 493-498.

199. Spaepen F., Turnbull D. A mechanism for the flow and fracture of metallic1. J!glasses. Scripta Metall. 1974, v.8, №5, pp. 563-568.

200. Freed R.L., Vander Sande J.B. The effects of devitrification on the mechanical properties of Ci^Zr^ metallic glass. Metall. Trans. A. 1979, v.10, pp. 1621-1626.

201. Hillenbrand H.G., Hornbogen Ё., Koster U. Influence of soft crystalline particles on the mechanical properties of (Fe, Co, Ni) В metallic glasses. -In: 7., pp. 1369-1372.

202. Kimura H., Masumoto Т., Ast D.G. Yield stress of composite consisting of amorphous Ni78SiioBi2 and |um sized WC particles. Acta Metall. 1987, v.35, №7, pp. 1757-1765.

203. Поздняков В.А. Условия образования и развития полос сдвига в аморфных металлических сплавах. ФММ. 2002, т.94, №5, с. 26-33.

204. Хачатурян А.Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. М.: Наука. 1974, 384 с.

205. Билби Б., Эшелби Дж. Дислокации и теория разрушения. В кн.: Разрушение. М.: Мир. 1973, т. 1. с. 112-203.

206. Alpas А.Т., Edwards L., Reid C.N. Shear crack propogation in a nickel base metallic glass. Acta Metall. 1987, v.35, №3, pp. 787-796.

207. Черепанов Г.П. Механика хрупкого разрушения. М.: Наука. 1974, 640с.

208. Райе Дж. Математические методы в механике разрушения. В кн.: Разрушение. М.: Мир. 1975, т.2, с. 204-335.

209. Palmer А.С., Rice J.R. The growth of slip surfaces in the progressive failure of over-consolidated clay Proc, Roy. Soc. London. 1973, v. A332, №1591, pp. 527-548.

210. Ландау Л.Д., Лифшиц E.M. Теория упругости. M.: Наука. 1965, 203 с.

211. Поздняков В.А. Мезомеханика полос сдвига в аморфно-кристаллических сплавах. Прочность неоднородных структур. Тез. докл. Москва. 2002, с. 81.

212. Tanaka К., Mori Т. The hardening of crystals by non-deforming particles and fibres Acta Metall. 1970, v.18, №8, pp. 931-941.

213. Fan C., Li C., Inoue A. Deformation behavior of Zr-based bulk nanocrystalline amorphous alloys. Phys. Rev. B. 2000, v.61, №6, pp. R3761-R3763.

214. Das E.R., Marcinkowski M.J. Accomodation of the stress field at a grain boundary under heterogeneous shear by initiation of microcracks. J. Appl. Phys. 1972, v.43, №2, pp. 4425-4434.

215. Hagiwara M., Inoue A., Masumoto T. Mechanical properties of Fe-Si-B amorphous wires produced by in-rotating-water spinning method. Metall. Trans. A. 1982, v. 13, №2, pp. 373-382.

216. Гуткин М.Ю., Овидько И.А. Дефекты и механизмы пластичности в наноструктурных и некристаллических материалах. СПб.: «Янус», 2001,180с.

217. Romanov А.Е. Micromechanics of defects in nanostructered materials. -Nanostructural Materials: Science and Technology. Ed. by G.M. Chow, N.I. Noskova. Kluwer, Dordrecht. 1998, pp. 207-242.

218. Gryaznov V.G., Polonsky I.A., Romanov A.E. Size effect of dislocation stability in nanocrystals. Phys. Rev. B. 1881, v. 44, pp. 42 - 46.

219. Эшелби Дж. Континуальная теория дислокаций. М.: ИИЛ. 1963, 247 с.

220. Koeler J.S. Attempt to design a strong solid. Phys. Rev. B. 1970, v.2, №2, pp. 547-551.

221. Evans A.G., Hirth J.P. Deformation of nanoscale cermets. Scripta Metall. Mater. 1992, v.26, №11, pp. 1675 -1680.

222. Lian J., Baudelet B. A modified Hall-Petch relationship for nanocrystalline materials. Nanostruct. Maters. 1993, v.2, №4, pp. 415 - 419.

223. Алехин В.П. Физика прочности и пластичности поверхностных слоев материалов. М.: Наука. 1983, 280 с.

224. Pande C.S., Masumura R.A., Armstrong R.W. Pile-up based Hall-Petch relation for nanoscale materials. Nanostruct. Maters. 1993, v.2, №3, pp. 323-331.

225. Nazarov A.A. On the pile-up model of grain size yield stress relation for nanocrystals. - Scripta Mater. 1996, v.34, №5, pp. 697-701.

226. Li J.C.M., Lb G.C.T. Circular dislocation pile-ups. 1. Strenth of ultra-fine polycrystalline aggregates. Phil. Mag. 1967, v.15, №5, pp. 1059 -1063.

227. Armstrong R.W., Chow Y.T., Fisher R.M., Louat N. The limiting grain size dependence of the strength of a polycrystalline aggregate. Phil. Mag. 1966, v.14, №131, pp. 943-951.

228. Kurzydlowski K.J. A model for the flow stress dependence on the distribution of grain size in polycrystals. Scripta Metall. Mater. 1990, v.24, №5, pp. 879-883.

229. Nieh T.G., Wadsworth J. Hall-Petch relation in nanocrystalline solids. -Scripta Metall. Mater. 1991, v.25, №4, pp. 955-958.

230. Малыгин Г. А. Нарушение закона Холла-Петча в микро- и нанокристаллических материалах. ФТТ. 1995, т.37, с.2281- 2292.

231. Palumbo G., Erb U., Aust K.T. Triple line disclination effects on the mechanical behaviour of materials. Scripta Metall. Mater. 1990, v.24, №12, pp. 2347-2350.

232. Suryanarayana C., Mukhopadhyay D., Patankar S.N., Froes F.N. Grain size effects in nanocrystalline materials. J. Mater. Res. 1992, v.7, №8, pp. 2114-2118.

233. Nazarov A.A., Romanov A.E., Valiev R.Z. On the nature of high internal stresses in ultra-fine grained materials. Nanostruct. Maters. 1994, v.4, №1, pp.93-101.

234. Gryaznov V.G., Gutkin M.U., Romanov А.Е., Trusov L.I. On the yield stress of nanocrystals. J. Mater. Sci. 1993, v.28, №16, pp. 4359-4365.

235. Кристенсен Р. Введение в механику композитов. М.: Мир. 1982, 336с.

236. Carsley J.E., Ning J., Milligan W W., Hackney S.A., Aifantis E.S. A simple, mixtures-based model for the grain size dependence of strength in nanophase metals. Nanostruct. Maters. 1995, v.5, №4, pp. 441-448.

237. Konstantinidis D.A., Aifantis E.S. On the "Anomalous» hardness of nanocrystalline materials. Nanostruct. Mater. 1998, v.10, №7, pp. 11111118.

238. Lu K., Sui M.L. An explanation to the abnormal Hall-Petch relation in nanocrystalline materials. Scripta Metall. Mater. 1993, v.28, №8, pp.1465 -1470.

239. Gutkin M. Yu., Ovid'ko I.A. Disclinations and yield stress of metallic glass-nanocrystal composites. Nanostruct. Maters. 1993, v.2, №6, pp. 631-636.

240. Glezer A.M., Pozdnyakov V.A. Structural mechanism of plastic deformation of nanomaterials with amorphous intergranular layers. NanoStruct. Mater. 1995, v.6, pp. 767-769.

241. Фрост Г. Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. Ч.: Металлургия. 1989, 328с.

242. Chokshi А.Н., Rosen A., Karch J., Gleiter H. On the validity of the Hall-Petch relationship in nanocrystalline materials. Scripta Metall. 1989, v. 23, №10, pp. 1679-1684.

243. Weertman J.R., Hall-Petch strengthening in nanocrystalline metals. Mater. Sci. Eng. A. 1993, v.166, pp. 161-167.

244. Wang N., Wang Z., Aust K.T., Erb U. Effect of grain size on mechanical properties of nanocrystalline materials. Acta Metall. Mater. 1995, v.43, №2, pp. 519-528.

245. Рабухин В.Б. О механизме действия тройных стыков границ в процессах зернограничной неупругости. Поверхность. Физика, химия, механика. 1986, №7, с.126-130.

246. Перевезенцев B.H., Рыбин В.В. Анализ дефектных структур и механизмов аккомодации при сверхпластическом течении поликристалловю ФММ. 1981, т.51, №3, с.649-658.

247. Morral J.E., Ashby M.F. Dislocated cellular structures. Acta Metall. 1974, v.22, №5, pp. 567-575.

248. Sherwood D.J., Hamilton C.H. The neighbour-switching mechanism of superplastic deformation: the constitutive relationship and deformation -enhanced grain growth. Phil. Mag. A. 1994, v.70, №1, pp. 109-143.

249. Gryaznov V.G., Solov ev V.A., Trusov L.I. The peculiarities of initial stages of defonnation in nanociystalline materials (NCMs). Scripta Metall. Mater. 1990, v.24, №8, pp.1529-1534.

250. Кайбышев O.A., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия. 1987, 214с.

251. Поздняков В.А., Глезер М.А. Об аномалиях зависимости Холла-Петча наноматериалов. Письма в ЖТФ. 1995, т.21, №1, с. 31-36.

252. Hahn Н., Radmanabhan К.A. A model for the deformation of nanocrystalline materials. Phil. Mag. B. 1997, v. 76, pp. 553 -571.

253. Поздняков В.А., Глезер A.M. Структурные механизмы пластической деформации нанокристаллических материалов. ФТТ. 2002, т. 44, №4. с. 705-710.

254. Schiotz J., Di Tolla F.D., Jacobsen K.W. Softening of nanocrystalline metals at very small grain sizes. Nature. 1998, v.391/5, №2, pp. 561-563.

255. Mehrez H., Ciraci S. Yielding and fracture mechanisms of nanowires. -Phys. Rev. B. 1997, v.56, №19, pp. 12932-12642.

256. Van Swygenhoven H., Caro A. MD computer simulation of elastic and plastic behavior of nanostructured Ni. Nanophase and nanocomposite materials II. Eds.S. Komarneni, J.C. Parker, H.J. Wollenberger. Pittsburg: MRS. 1997, v.457, pp. 193-198.

257. Герцман В.Ю., Бенгус В.З., Валиев Р.З., Кайбышев О.А. О роли границ зерен в деформационном упрочнении мелкозернистого поликристалла. ФТТ. 1984, т.26, №6, с.1712-1718.

258. Fu Н.Н., Benson D.J., Meyers М.А. Analytical and computational description of effect of grain size on yield stress of metals. Acta Mater. 2001, v.49, pp. 2567-2582.

259. Masumura R.A., Hazzledioe P.M., Pande C.S. Yield stress of fine grained materials. Acta. Mater. 1998, v.46, pp. 4527-4534.

260. Поздняков В. А. Микроструктурные механизмы зернограничной деформации нанокристаллических материалов. Материаловедение. 2003, №3, с.2-7.

261. А.Н. Орлов, В.Н. Перевезенцев, В.В. Рыбин. Границы зерен в металлах. Металлургия, М. 1980, 156 с.

262. Салганик P. JI. Механика тел с большим числом трещин. Изв. АН СССР. МТТ. 1973, №.4, с.149-158.

263. Ashby M.F. The deformation of plastically non-homogeneous materials. -Phil. Mag. 1970, v.21, pp. 399-424.

264. Kocks U.F., Argon A.S., Ashby M.F. Thermodynamics and kinetics of slip. -Progress in Materials Science. 1975, v.19, 291p.

265. Хилл P. Математическая теория пластичности. M.: Гос. Изд. Тех. Лит. 1956, 407 с.

266. Glezer A.M., Pozdnyakov V.A., Kirienko V.I., Zhigalina O.M. Structure and Mechanical Properties of Liquid Quenched Nanocrystals. Mater. Sci. Forum. 1996, vols. 225- 227, pp. 781-786.

267. Поздняков В.А. Особенности'деформационного поведения аморфно-нанокристаллических материалов. Материаловедение. 2002, №11, с. 39-47.

268. Поздняков В.А., Ваганов В.Е. Зависимость предела текучести быстрозакаленных микрокристаллических материалов от параметровструктуры. Проблемы исследования структуры аморфных металлических сплавов. Сб. тез. Москва. 1985, с.521.

269. Cahn J. Hardening by spinodal decomposition. Acta Metall. 1963, v. 11. №12, pp. 1275-1282.

270. Дударев Е.Ф. Микропластическая деформация и предел текучести поликристаллов. Томск: Изд. ТГУ. 1988,256 с.

271. Malis Т., Tangri К. Grain boundaries as dislocation sources in the premacroyield strain region. Acta Metall. 1979, v.27, №1, pp. 25-32.

272. Поздняков В.А., Глезер A.M. Природа микропластической деформации поликристаллических материалов. ДАН. 2002, т.384, №2, с. 177-180.

273. Celinski Z., Kurzydlowski К. J. Finite element analysis of stress concentrations on the grain boundary in anisotropic bicrystals. Res Mech. 1982, v.5, №2, pp. 89- 99.

274. Броек Д. Основы механики разрушения. М.: Высшая школа. 1980, 368с.

275. Фрейденталь A.M. Статистический подход к хрупкому разрушению. В кн.: Разрушение. М.: Мир. 1975, с. 616 645.

276. Calvo М. Application of the Weibull statistics to the characterization of metallic glass ribbons. J. Mater. Sci. 1989, v.24, pp. 1801-1808.

277. Weibull W. A statistical theory of strength of materials. Proc. Royal. Swedish Inst. Eng. Res., Stockholm. 1939, №151, pp. 5-45.

278. Поздняков B.A., Козлова O.C., Еднерал А.Ф. Статистические аспекты прочности металлических стекол. Металлы. 2002, №5, с.86-94.

279. Spaepen F. On the fracture morphology of metallic glasses. Acta Metall. 1975, v.23, №3, pp. 615-62(1

280. Argon A.S., Salama M. The mechanism of fracture in glassy materials capabale of some inelastic deformation. Mater. Sci. Eng. 1976, v.23, pp. 219-230.

281. Wu T.W., Spaepen F. Mechanical Behavior of RapidlySolidified Materials. Ed. By S.M.L. Sastry and B.A. MacDonald. New York: Metallurgical Society of AIME. 1985, pp. 293-305.

282. Lu K., Wei W.D., Wang J.T. Microhardness and fracture properties of nanocrystalline Ni-P alloy. Scripta Metall. Mater. 1990, v.24, №12, pp. 2319-2323.

283. Sui M.L., Patu S., He Y.Z. Influence of interfaces on the mechanical properties in polycrystalline Ni-P alloys with ultrafine grains. Scripta Metall. Mater. 1991, v.25, №7, pp. 1537-1542.

284. Федоров В.В., Поздняков B.A. Статистика фрагментов поверхности вязкого разрушения аморфных сплавов. Физикохимия аморфных (стеклообразных) металлических сплавов. Тез. докл. М. 1989, с. 127.

285. Trinkaus Н., Yoo М.Н. Cavity nucleation under time-dependent stress concentration. Phil. Mag. A. 1988, v.57, №4, pp. 543-564.

286. Поздняков В.А., Федоров В.В., Борисов В.Т. Кинетика развития пор в полосе сдвига при растяжении лент аморфных сплавов. Физикохимия аморфных (стеклообразных) металлических сплавов. Институт металлургии им. А.А.Байкова. АН СССР. Тез. докл. М. 1989, с.7.

287. Поздняков В.А., Глезер A.M. Структурные механизмы разрушения аморфных металлических сплавов. ДАН. 2002, т. 387, №4, с. 471-474.

288. Pozdnyakov V.A., Glezer A.M. Fracture Micromechanisms and Fractal Fracture Surfaces of Nanocrystals. ISMANAM 97. Barcelona, Spain. 1997. 5-P-32.

289. Поздняков B.A. Механизмы хрупкого разрушения гетерофазных нанокристаллических материалов. Прочность неоднородных структур. Тез. докл. Москва. 2002, с. 13.

290. Поздняков В. А. Особенности разрушения нанокристаллических материалов. Дефекты структуры и прочность кристаллов. Тез. докл. Черноголовка. 2002, с. 63.

291. Поздняков В. А. Особенности механического поведения наноструктурных материалов, полученных кристаллизацией аморфных сплавов. Материаловедение. 2003, № 2, с. 32-38.

292. Поздняков В.А. Наноструктурный захват трещин. Письма в ЖТФ. 2003, т.29. №4. с.46-51.

293. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов В.А. Физические основы прочности тугоплавких металлов. К.: Наукова Думка. 1975, 315с.

294. Cottrell В., Rice J.R. Slightly curved or kinked cracks. Int. J. Fract. 1980, v.16, №2, pp. 155-169.

295. Evans A.G. The strength of brittle materials containing second phase dispersions. Phil. Mag. 1972, v.26, №6, pp. 1327-1344.

296. Владимиров В.И., Романов A.E. Дисклинации в кристаллах. JI.: Наука. 1986, 224 с.

297. Жуковский И.М., Рыбин В.В. Равновесные трещины во фрагментированных кристаллах. ФТТ. 1991, т.ЗЗ, №4, с. 1286-1292.

298. Gutkin M.Yu., Ovid'ко I.A. EHsclination amorphization and microcrack generation at grain boundary junction in polycrystals. Phil. Mag. A. 1994, v.70, №4, pp. 561-576.

299. Корнюшин Ю.В., Трефилов Ю.В., Фирстов С.А. К вопросу о влиянии дислокационной структуры на условия движения трещины. -Проблемы прочности. 1976, №9, с.94-98.

300. Richter A., Romanov А.Е., Pompe W., Vladimirov V.I. On the screening length of disclinations in amorphous structures. Phys. stat. sol. (b). 1987, v,143,№l, pp. 43-53.

301. Lim L.C., Watanabe T. Fracture toughness and brittle-ductile transition controlled by grain boundary character distribution (GBCD) in polycrystals. Acta metall. mater, 1990, v.38, №12, pp. 2507-2516.

302. Ashby M.F. Criteria for selecting the components of composites. Acta metall. mater. 1993, v.41, №5, pp. 1313-1335.

303. Thomson R., Hsieh C., Rana V. Lattice trapping of fracture cracks. J. Appl. Phys. 1971, v.42, №8, pp. 3154-3160.

304. Hsieh C., Thomson R. Lattice theory of fracture and crack creep. J. App! Phys. 1973, v.44, №5, pp. 2051-2063.

305. Argon A.A. Thermally activated crack growth in brittle solids. Scripta Metall. 1982, v. 16, №3, pp. 259-264.

306. Спейпен Ф., Тауб А.И. Пластическое течение и разрушение. -Аморфные металлические сплавы. М.: Металлургия. 1987, с. 228 -256.

307. Taub A.I., Luborsky F.E. Creep, stress relaxation structural change of amorphous alloys. Acta Metall. 1981, v.29, №12, pp. 1939-1948.

308. Taub A.I. Stress-strain rate dependence of homogeneous flow in metallic glasses. Acta Metall. 1980, v. 28, №5, pp. 633 -637.

309. Khonik V.A., Kosilov A.T., Mikhilov V.A., Sviridov V.V. Isothermal creep of metallic glasses: a new approach and its experimental verification. Acta Mater. 1998, v.46, №10, pp. 3399-3408.

310. Бобров О.П., Косилов A.T., Михаилов В.А., Хоник В.А. Явления механической релаксации, обусловленные структурной релаксацией металлических стекол. Изв. АН РФ. Сер. Физич. 1996, т.60, №9, с. 124133.

311. Patterson J.P., Jones D.R.H. Creep of amorphous Fe4oNi4oPi4B6. Acta Met. 1980, v.28, №6, pp. 675-681.

312. Зеленский В.А., Тихонов A.C., Кобылкин A.H., Ситников Д.Н. О сверхпластичности аморфных сплавов на основе кобальта. Изв. АН СССР, Металлы. 1985, №4, с. 156-168.

313. Kawamura Y., Mano H., Inoue A. Synthesis of ZrC/Zr55AlioNi5Cu3o metallic-glass matrix composite powders by high pressure gas atomization. Scripta Mater. 2000, v.43, №12, pp. 1119-1124.

314. Поздняков B.A., Ваганов B.E. Расчет кинетики уплотнения порошковых аморфных металлических материалов в процессе теплого изостатического компактирования. Порошковая Металлургия. 1993, №1, с. 12-16.

315. Поздняков В.А. Механизмы и кинетика формирования наноаморфных твердых тел. Дефекты структуры и прочность кристаллов. Тез. докл. Черноголовка. 2002, с. 62.

316. Wilcinson D.S., Ashby M.F. Pressure sintering by power law creep. Acta Metall. 1975, v.23,№ll,pp. 1277-1285.

317. Wurschum R., Rollinger M., Kisker H., Raichle A., Damson В., Schaefer H.E. Synthesis of nanoamorphous alloys by particle condensation and compaction. Nanostruct. Mater. 1995, v.6, pp. 377-380.

318. Колесникова А.Д., Овидько И.А., Романов A.E. Трансформация границ раздела в наноаморфных твердых телах. ФТТ. 1999, т.41, №9, с. 16271629.

319. Карслоу Г., Егер Д. Теплопроводность в твердых телах. М.: Наука. 1964,488с.

320. Гегузин Я.Е. Диффузионная зона. М.: Наука. 1979, 343с.

321. Arzt E., Ashby M.F., Easterling K.E. Practical applications of hot-isostatic pressing diagrams: four case studies. Metall. Trans. 1983, A. v.14, pp. 211221.

322. Helle A.S., Easterling K.E., Ashby M.F. Hot-isostatic pressing diagrams: new developments. Acta Metall. 1985, v. 33, №12, pp. 2163 -2174.

323. Скрипов В.П., Коверда В.П. Спонтанная кристаллизация переохлажденных жидкостей. М.: Наука. 1984, 230 с.

324. Pozdnyakov V.A., Trusov L.I., Glezer A.M., Khvostantseva T.P. Micro structural mechanisms of creep acselerationin nano- and microcrystalline materials. ISMANAM-95. Quebec. 1995. P-B-14.8.

325. Кауфман JI., Коэн M. Термодинамика и кинетика мартенситных превращений. Успехи физики металлов. М.: ГНТИЛЧЦМ. 1961, с. 192-289.

326. Курдюмов Г.В., Утевский JI.M., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали.М.: Наука. 1977, 236 с.

327. Cao W., Krumhansl J.A., Gooding R.J. Defect-induced heterogeneous transformations and thermal growth in athermal martensite. Phys. Rev. B. 1990, v.41,№16,pp. 11319-11327.

328. Глезер A.M., Блинова E.M., Поздняков В.А. Мартенситное превращение в микрокристаллических сплавах железо-никель. Изв. АН. Сер. Физическая. 2002, т.66, №9, с. 1263-1275.

329. Максимова О.П., Замбржицкий В.Н. О влиянии величины зерна аустенита на мартенситное Превращение и механические свойства метастабильных аустенитных Сплавов. ФММ. 1986, т.62, №5, с.974-984.

330. Leslie W.C., Miller R.L. The stabilization of austenite by closely spaced boundaries. Trans. ASM. 1964, v.57, pp. 972-975.

331. Wusatowska-Sarnek A.M., Miura H., Sakai T. Martensitic transformation of y-Fe particles during compression of Cu-Fe single crystals in connectionwith prior coherency loss. Scripta Mater. 1998, v.39, № 10, pp. 1457 -1460.

332. Samuel F.H. Further investigations on martensites in Fe-0.5wt%C and Fe-0.5wt%C-24wtNi melt spun ribbonsio J. Mater. Sci. 1987, v.22, pp. 38853891.

333. Warlimont H., Thomas G. Two-phase microstructures of a-Fe-Al alloys in K-state. Metal. Sci. J. 1970, v.4, №1, pp. 47-52.

334. Watanabl'e D., Morita H., Saito H., Ogawa S. Transmission electron microscopic study of K-state in iron-aluminium alloys. J. Phys. Soc Japan. 1970, v.29, №3, pp. 722-729.

335. Соловьев В.А. Механизмы образования новой фазы на дефектах упаковки. Кинетические типы их действия. ФММ. 1976, т.41, №5, с. 942-950.

336. Поздняков В.А., Соловьев В.А. О термофлуктуационном и квантовом зарождении новой фазы в кристаллах (Механизм наслаивания дефектов упаковки). ДАН СССР. 1980, т.252, №2, с. 339-343.

337. Петухов Б.В., Покровский В.А. Квантовое и классическое движение дислокаций в потенциальном рельефе Пайерлса. ЖЭТФ. 1972, т.63, в.2(8), с. 634-637.

338. Любов Б.Я., Осипьян Ю.А. О кинетике изотермического мартенситного превращения вблизи абсолютного нуля. ДАН СССР. 1955, т.101, №5, с. 853-856.

339. Лифпшц И.М., Каган Ю. Квантовая кинетика фазовых переходов при температурах, близких к абсолютному нулю. ЖЭТФ. 1972, т.62, в.1, с. 385-396.

340. Russell K.S. The role of excess vacancies in precipitation. Scripta Metall. 1969, v.3, №5, pp. 313-316.

341. Постников B.C., Олемской А.И., Белявский В.И. Диспергирование металлических сплавов. Физика и химия обработки материалов. 1978, №1, с. 89-94.

342. Поздняков В.А., Ройтбурд A.JI. О выделении новой фазы в условиях пересыщения вакансиями. ФММ. 1989, т.67, №5, с. 854-858.

343. Brown L.M., Woolhouse G.R. The loose of coherency of precipitates and generation of dislocations. Phil. Mag. 1970, v.21, №170, pp. 329-345.

344. Ройтбурд A.JI. Релаксация внутренних напряжений в гетерофазных системах и зарождение фаз в твердых телах. Письма в ЖЭТФ. 1971, т. 15, №7, с. 423-426.

345. Горбач В.Г., Печковский Э.П., Трефилов В.И. Структурная чувствительность мартенситной точки. УФЖ. 1971, т.16, №1, с.133-136.

346. Любов Б.Я., Ройтбурд А.Л. Об энергетических соотношениях при мартенситном превращении ДАН СССР. 1960, т.131, №2, с. 303-305.

347. Мусхелишвили Н.И. Некоторые основные задачи математической теории упругости. М.: Наука, 1966, 707 с.

348. Ройтбурт А.Л. К теории мартенситных превращений. ФММ. 1964, т.18,№3, с. 401-408.

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

350. Рыбин В.В., Золотаревский Н.Ю., Жуковский И.М. Эволюция структуры и внутренних напряжений на стадии развитой пластической деформации кристаллических твердых тел. ФММ. 1990, т.69, №1, с. 5-26.

351. Изотов В.И., Русаненко В.В., Копылов В.И., Поздняков В.А., Еднерал А.Ф., Козлова А.Г. Структура и свойства инварного сплава Fe-36%Ni после интенсивной пластической деформации. ФММ. 1986, т. 81, №9, с. 123-135.

352. Ройтбурд А.Л. Теория формирования гетерофазной структуры при фазовых превращениях в твердом состоянии. УФН. 1974, т. 113, №1, с. 69-104.

353. Li J.C.M. Disclination model of high angle grain boundaries. Surf. Sci. 1972, v.31, pp. 12-23.

354. Поздняков В.А., Соловьев В.А. Распространение и взаимодействие дефектов упаковки в кристаллах при ударном нагружении. ДАН СССР. 1982, т.266, №2, с. 338-342.

355. Поздняков В.А., Соловьев В.А., Борисов В.Т. Распространение и наслаивание дефектов упаковки в кристаллических материалах под действием ударной нагрузки. Сб. Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства металлов. Тула: ТЛИ. 1983, с. 9196.

356. Поздняков В.А., Соловьев В.А., Плахотник В.Т., Борисов В.Т. Формирование дефектной структуры при высокоскоростной деформации. Прочность и пластичность металлов и сплавов. М.: Металлургия. 1985, с. 24-32.

357. Алыдиц В.И., Инденбом В.Л. Динамическое торможение дислокаций. -УФН. 1975, т.115, в.1, с. 3-39.

358. Kotowski R.K., Alshits V.I. Hamiltonian for anisotropic bodies with defects. Pr. Ippt. Pan. 1983, №15,22 p.

359. Gillis P.P., Gilman J.J., Taylor J.W. Stress dependence of dislocation velocities. Phil. Mag. 1969, v.20, №164, pp.279-289.