Неустойчивость пластического течения в ГПУ сплавах циркония

Пшеничников, Антон Павлович

Неустойчивость пластического течения в ГПУ сплавах циркония тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Пшеничников, Антон Павлович АВТОР

кандидата физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Томск МЕСТО ЗАЩИТЫ

2010 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Неустойчивость пластического течения в ГПУ сплавах циркония»

Автореферат диссертации на тему "Неустойчивость пластического течения в ГПУ сплавах циркония"

УИ4619102

На правах рукописи

ПШЕНИЧНИКОВ Антон Павлович

НЕУСТОЙЧИВОСТЬ ПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ В ГПУ СПЛАВАХ ЦИРКОНИЯ

01.04.07 - Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени канди дата физико-математических наук

Томск-2010

004619102

Работа выполнена в Учреждении Российской академии наук Институте физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН

Научный руководитель: кандидат физико-математических наук, доцент Полетика Тамара Михайловна

Официальные оппоненты:

Заслуженный деятель науки РФ,

доктор физико-математических наук, профессор

Конева Нина Александровна

доктор технических наук Панин Сергей Викторович

Ведущая организация:

Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Национальный исследовательский Томский государственный университет»

Защита состоится "26" ноября 2010 г. в 16:30 на заседании диссертационного совета Д 003.038.01 при ИФПМ СО РАН по адресу: 634021, г.Томск, пр. Академический, 2/4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН.

Автореферат разослан « октября 2010 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор технических наук, профессор

Сизова О.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. ГПУ циркопиевые сплавы являются основным конструкционным материалом для деталей активной зоны атомных энергетических реакторов. Дальнейшее повышение ресурсных характеристик циркониевых изделий может быть достигнуто путем оптимизации технологии их изготовления, в том числе, за счет увеличения пластичности материалов в процессе холодной обработки давлением. Для этого необходимо знание закономерностей деформационного поведения циркониевых сплавов, которые определяют способность к устойчивому пластическому течению без макроскопической локализации деформации.

В работах, выполненных в ИФПМ СО РАН, изучены макроскопические закономерности локализации пластического течения в различных материалах и установлено, что формы макролокализации различны и зависят от действующего на данной стадии закона деформационного упрочнения. При этом обнаружено, что стадия потери устойчивости пластического течения и формирования очага предразрушения может иметь особенности. Так, с помощью метода двухэкспозиционной спекл-фотографии показано, что ГПУ сплавам циркония присуща колебательная неустойчивость пластического течения. Это явление проявляется на макроуровне на параболической стадии кривой пластического течения во взаимосогласованном периодическом изменении пространствепно-временной картины распределения локальных деформаций и сопровождается периодическим накоплением деформации в ряде очагов устойчивой макролокализации, один из которых затем трансформируется в шейку. Физические причины обнаруженного немонотонного деформационного поведения и его взаимосвязь с процессами, протекающими на микро- и мезомасштабных уровнях деформации, остаются не вполне ясными.

К общим закономерностям неустойчивости пластического течения на макроуровне относят, в том числе, локальное изменение геометрии образца. Для анизотропных материалов геометрический фактор играет важную роль, поскольку изменение напряженно-деформированного состояния и локализация течения в очаге порождают текстурную неоднородность. Механизмы текстурообразования ГПУ сплавов на основе циркония являются сложными и не до конца ясными, так как кристаллографическая переориентация зерен определяется сдвиговыми напряжениями в активизируемых системах скольжепия и двойникования. До сих пор не сложилось единого представления о возможных вторичных системах скольжения, роли базисного скольжения и двойникования в образовании и развитии текстур деформации. Отчасти это связано с преимущественным использованием для анализа текстурообразования методов, основанных на интегральном описании структуры, и недостатком экспериментальных данных об изменении в ходе деформации пространственного распределения ориентировок отдельных зерен, а также микроструктуры образца (степени дисперсности структуры, морфологии зерен и субзерен, спектра разориентаций границ). В то же время,

очевидно, что особенности эволюции микроструктуры и микротекстуры в материалах с выраженной анизотропией упругих и пластических свойств могут определять физические причины возникновения немонотонного деформационного поведения сплавов на основе циркония. Это определило цель настоящей работы: выявление взаимосвязи возникновения неустойчивости пластического течения при растяжении ГПУ сплавов циркония с кинетикой и механизмами их текстурообразоваяия в очаге макролокализации деформации. В этой связи необходимым является решение ряда частных задач:

1. Исследовать эволюцию макролокализации деформации на стадии образования шейки с помощью методов двухэкспозиционной спекл-фотографии и анализа профиля поверхности образца.

2. Методом дифракции обратно рассеянных электронов исследовать закономерности эволюции микротекстуры и микроструктуры и провести анализ изменения факторов Шмида для различных систем скольжения в процессе формирования очага макролокализации при растяжении сплава 2г-1%ЫЬ.

3. Исследовать взаимосвязь колебательной неустойчивости пластического течения с закономерностями переориентации зерен/субзерен в очаге макролокализации деформации в процессе его трансформации в шейку.

Научная новизна работы заключается в следующем:

Установлено, что возникновение колебательной неустойчивости на параболической стадии пластического течения при показателе степени деформационного упрочнения п < 0,5 связано с началом локального неоднородного изменения геометрии деформируемого образца, приводящего к образованию одной или нескольких шеек. Впервые проведен анализ эволюции микротекстуры и факторов Шмида для различных систем скольжения в процессе растяжения сплава 2г-1%ЫЬ в условиях формирования шейки. Определены механизмы деформации, ответственные за переориентацию базисных нормалей на последовательных стадиях формирования аксиальной текстуры в шейке. Установлено, что колебательная неустойчивость, которая сопровождается «упрочнением - разупрочнением» в очаге деформации, связана с геометрическим упрочнением (разупрочнешгем) и определяется переориентацией плоскостей скольжения относительно направления растягивающих и сжимающих напряжений. Выявлена связь активности различных систем скольжения с закономерностями эволюции количественных параметров микроструктуры: распределении зерен/субзереи по размерам, спектре распределения границ по разоряет:ациям и осям разориентации, удельной и относительной доли протяженности малоугловых и большеугловых границ, параметрах и содержании специальных границ.

циркония при выборе режимов холодной обработки давлением в процессе производства оболочечных и канальных труб из сплавов Э110, Э125, Э635 и циркалой-2 для ядерных реакторов с целью обеспечения их высоких технологических и эксплуатационных свойств.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Возникновение колебательной неустойчивости на параболической стадии пластического течения ГПУ сплавов циркония связано с началом локального неоднородного изменения геометрии деформируемого образца, являющимся предвестником формирующейся шейки.

2. Нелинейный характер процесса «упрочнение-разупрочнение» в очаге макролокализации, определяемый взаимосвязанным колебательным изменением максимальных поперечных и продольных деформаций в очаге макролокализации.

3. Колебательная неустойчивость пластического течения ^ режиме «упрочнение - разупрочнение» взаимосвязана с ориентационной неустойчивостью, обусловленной периодическим изменением факторов Шмида для призматической и сопряженных систем скольжения, которое обеспечивает увеличение или уменьшение действующих напряжений сдвига

4. Данные о количественных характеристиках микроструктуры (распределении зерен/субзерен по размерам, спектре распределения границ по разориентациям и осям разориентации, удельной и относительной доли протяженности границ, параметрах и содержании специальных границ), а также закономерностях их изменения в очаге деформации в процессе его трансформации в шейку.

Достоверность полученных результатов обеспечивается комплексным подходом к решению поставленных задач с использованием современных, апробированных методов исследования, анализом литературных данных, а также сравнением полученных результатов с данными других авторов.

Личный вклад заключается в литературном поиске и написании критического обзора по теме диссертации, обосновании выбора необходимых методик, личном участии в проведении экспериментов и обработке экспериментальных данных, написании статей, а также в обсуждении результатов и формулировке выводов.

Апробация работы. Основные результаты диссертации докладывались и обсуждались на следующих конференциях: ХП, XIV Международная научно-практическая конференция студентов и молодых учёных «Современные техника и технологии» (Томск, 2006, 2008), XII Всероссийская научно-техническая конференция «Физика и химия высокоэнергетических систем» (Томск, 2006), III Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» (Москва, 2006, 2010), 5 Международная научная конференция «Хаос и структуры в нелинейных системах. Теория и эксперимент» (Казахстан, Астана, 2006), Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара, 2006),

Международная конференция «Физическая мезомеханика, компьютерное конструирование и разработка новых материалов» (Томск, 2006, 2009), Всероссийская научная конференция молодых ученых и специалистов «Материалы ядерной техника: от фундаментальных исследований к инновационным решениям» (МАЯТ-ОФИЭ 2006), (Агой, 2006), VI Всероссийская конференция молодых учёных «Проблемы механики: теория эксперимент и новые технологии», (Новосибирск, 2007), 15 зимняя школа по механике сплошных сред, (Пермь, 2007), XVIII сессия международной школы по моделям механики сплошной среды, (Саратов, 2007), Вторая международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов», (Москва, 2007), Международная школа-семинар «Многоуровневые подходы в физической мезомеханике», (Томск, 2008), VI Всероссийская конференция «Фундаментальные и прикладные проблемы современной механики, (Томск, 2008), 15 Международная конференция по прочности материалов (ICSMA 15), (Германия, Дрезден, 2009).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 23 печатные работы, в том числе 6 статей в журналах, включенных в перечень ВАК.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти разделов, основных выводов, списка литературы из 185 наименований, всего 183 страницы, включая 6 таблиц и 56 рисунков.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность настоящей работы, показана научная новизна и практическая ценпость исследований.

Первый раздел является обзорным. В нем отражены вопросы, посвященные исследованию структуры и свойств циркония и его сплавов, а также механизмов их пластической деформации и деформационного упрочнения. Обсуждаются литературные данные об эволюции дефектной структуры ГПУ сплавов циркония в процессе пластического течения, стадийности деформационных кривых, а также макролокализации пластической деформации.

Во втором разделе приведено описание использованных методов и структуры исследованных сплавов. В качестве материалов выбраны циркониевые сплавы Э110 (Zr - l%Nb), Э635 (Zr - l%Nb - 1.3%Sn - 0.4%Fe), Э125 (Zr - 2,5%Nb) и циркалой-2 (Zr - l,2%Sn - 0,5% (Fe+Cr+Ni)). Образцы для исследований вырезали из трубных заготовок параллельно направлению прокатки. Сплавы имели полностью рекристаллизованную структуру. Средний размер a-Zr зерен для сплавов Э110, Э635, Э125 и циркалой - 2 составлял 5, 3, 1,5 и 12 мкм соответственно. Образцы подвергали одноосному растяжению на испытательной машине "Instron-1185" при скорости деформации 4-Ю"5 с-1, дислокаций, к - коэффициент деформационного упрочнения, п - показатель деформационного упрочнения.

Рис.1. Параболическая стадия деформационных кривых сплавов циркония в логарифмическом масштабе.

Для обработки кривых пластического течения использовали уравнение Людвика: ст = а0 + к'б", где Сто - сопротивление кристаллической решетки движению. После перехода к истинным напряжениям и деформациям и перестроения в логарифмическом масштабе в координатах З-Бо - е, параболический участок деформационной кривой преобразовался в прямолинейные отрезки, с уменьшающимся наклоном, который характеризуется показателем степени деформационного упрочнения п (рис.1). Закономерности локализации деформации исследовали с помощью методики двухэкспозиционной спекл-фотографии. Положение очага макролокализации определяли путем анализа профилограмм поверхности деформируемого образца. Методом реперов в сочетании с фотосъемкой образца в процессе испытаний рассчитывали истинную деформацию удлинения в области очага макролокализации. Закономерности эволюции структуры и микротекстуры изучали методом дифракции обратно рассеянных электронов (ДОЭ). Образцы для этих исследований вырезали из центральной части деформированного образца вдоль оси нагружения. Проводили анализ факторов Шмида для различных систем скольжения и двойникования, изменение размера зерен/субзерен, распределения границ по углам разориентации, параметров и содержания специальных границ.

Третий раздел посвящен исследованию стадийности деформационных кривых сплавов циркония. Использование кривой деформационного упрочнения в координатах 0 - £ позволило выделить на параболической стадии кроме стадии 1П с показателем деформационного упрочнения п > 0,5, стадию IV (0,5 > «>0,2) и стадию V («<0,2), причем стадии III и IV мо1уг быть сложными и состоять из подстадий с отличающимися значениями и. Показано, что, несмотря на формальное выполнение критерия устойчивости Консидера (при п ~ 0,2), потеря стабильности пластического течения в связи с началом макролокализации деформации возникает практически с самого начала параболической стадии, что требует учета этого явления при оценке способности сплавов циркония к устойчивой пластической деформации.

В четвертом разделе приведены результаты исследования закономерностей макролокализации пластической деформации. С помощью метода двухэкспозициониой спекл-фотографии показано (рис. 2), что характер изменения прироста локальных деформаций и Деуу, а также скорости изменения прироста (или ускорения) локальных удлинения и сужения в выделенных очагах устойчивой макролокализации является нелинейным. Установлено, что резкое возрастание локальной скорости деформации происходит при переходе к параболическим подстадиям с показателем деформациошюго упрочнения п < 0,5.

С использованием анализа профиля поверхности и метода реперов установлено, что возникновение колебательной неустойчивости на параболической стадии пластического течения сплавов циркония с показателем деформационного упрочнения п < 0,5 связано с началом локального неоднородного изменения геометрии деформируемого образца. Характер развития макролокалшации деформации в очаге в процессе его трансформации в шейку представлен на рис. 3. На параболических подстадиях с п < 0,5 можно наблюдать колебательный характер изменения кинетических параметров локализации: локальной скорости деформации е> и её производной е (ускорения) в режиме «упрочнение-разупрочнение».

Выделены три стадии формирования шейки в сплавах циркония. Это стадия практически постоянной скорости пластического течения (и> 0,5), соответствующая Ш стадии деформационной кривой; стадия локального колебательпого «упрочнения-разупрочнения» при 0,5 >/»>0,2, на которой происходит периодически прогрессирующее уменьшение поперечного сечения образца (стадия IV), и стадия устойчивого разупрочнения при я < 0,2 (стадия V), связанная с образованием шейки разрушения. Показано, что колебания локальных деформаций удлинения и сужения в формирующемся очаге макролокализации взаимосвязаны: на стадии колебательной неустойчивости (0,5 >п> 0,2) они отличаются по фазе, а на стадии устойчивого разупрочнения при достижении максимальной нагрузки (« < 0,2) становятся синфазными, что сопровождается резким ростом их амплитуды и образованием шейки разрушения.

Рис.2. Характер формирования шейки, полученный методом спекл-фотографии в продольном (кривая 1) и поперечном (кривая 2) направлениях в сплаве циркалой-2: а - накопление локальной деформации; б - скорость локальной деформации; в -изменение производной скорости деформации.

1п(е)

Рис.3. Характер формирования шейки полученный методом реперов в продольном (кривая 1) и поперечном (кривая 2) направлениях в сплаве Э125: а - изменение локальных деформаций ех и еу; б — изменение скорости локальных деформаций ех и ё/, в -изменение производной скорости деформации ёх и ёу.

Пятый раздел посвящён исследованию эволюции микротекстуры и микроструктуры в процессе формировании очага макролокализации деформации методом дифракции обратно рассеянных электронов (ДОЭ) на примере сплава 2г-1%МЬ. Характер переориентации кристаллитов рассматривался в трех направлениях: направлении растяжения (НР), поперечном (ПН) и нормальном к поверхности образца (НН).

На рис. 4 приведены прямые полюсные фшуры (ППФ), показывающие распределение нормалей к плоскости {0001} в НН при различных степенях локальной деформации. В исходном состоянии наблюдается квазиустойчивая текстура прокатки типа СВ, которая характеризуется образованием текстурных максимумов, отклоненных от НН на 15 - 20° к НР. В интервале деформаций 5 -=-15% (0,5>п>0,2) текстура СВ сохраняет относительную устойчивость, что может быть обеспечено взаимно уравновешенным действием базисных (а) и пирамидальных (с + а) систем скольжения. Однако при этом наблюдается перераспределение полюсной плотности в области эллипсообразного пояса, сопровождающееся изменением симметрии ППФ относительно НР (рис. 4). Это свидетельствует о несбалансированности действия различных систем скольжения и связано с возникновением отличных от нуля недиагональных компонент тензора деформации в процессе формирования сложного напряжённо-деформированного состояния в очаге деформации. Исследование обратных полюсных фигур (ОПФ) показало, что в интервале неустойчивости наблюдается колебательный характер смещения текстурных максимумов в области центра стереографического сектора по дуге между ребрами (0001) (1120) и (0001)(1010). Подобная ориентационная неустойчивость возможна при действии сопряженных базисного и пирамидального скольжения в условиях градиентов напряжений сжатия и растяжения, что обусловливает неравномерное проявление процессов упрочнения и разупрочнения в локальных областях материала. В области неустойчивости пластического течения (0,5 >п>0,2) происходит преобразование зёренной структуры: зерна разбиваются на анизотропные фрагменты, вытянутые вдоль оси растяжения, а далее происходит их закономерная переориентация и формирование значительных объемов материала с ориентационной однородностью, в которых развивается двойникование (рис. 5). На стадии устойчивого разупрочнения (и < 0,2) наблюдается существенное видоизменение ППФ с образованием текстуры типа С (нормали к базисной плоскости ориентированы вдоль НН), чему должно способствовать совместное действие базисного скольжения и двойникования. Возрастающая роль геометрического фактора в условиях уменьшения поперечного сечения образца приводит к формированию устойчивой аксиальной текстуры (рис. 4).

Совместный анализ эволюции микротекстуры и распределения факторов Шмида позволил определить действующие системы скольжения и выявить закономерности переориентации зерен (субзерен) в процессе деформации. На рис. 5 представлены карты ориентации и соответствующие распределения зерен по факторам Шмида для призматического {0110} (1210) и базисного

НР

ПН

—х.

7% .....

'ф v

10%

15%

Рис.4. Изменение

полюсной плотности на ППФ для плоскости {0001} в сплаве Э110 от степени локальной деформации в очаге макролокализации.

{0001} (1210) скольжения относительно НР. Фактор Шмида для (с + а) скольжения всегда благоприятен и в процессе деформации практически не меняется. С самого начала деформации первыми нагружаются зерна, имеющие ориентации, благоприятные для легкого призматического скольжения, что приводит к их быстрому деформационному наклепу, переориентации и уменьшению фактора Шмида в действующей призматической системе до ~ 0,1 (рис. 5). По мере торможения сдвигов в основной системе осуществляется переброс скольжения в сопряженную базисную систему {0001}(1210), для которой фактор Шмида повышается до 0,5. Ослабление основной текстурной компоненты {0110} (1210) в интервале колебательной неустойчивости и активизация второстепенных способствует увеличению числа систем скольжения и постепенному вовлечению в

самосогласованную деформацию целых групп зерен (субзерен). При этом активизация базисного скольжения обеспечивает перераспределение полюсной илоп.ости в центр ППФ {0001}, а фактор Шмида в базисной системе уменьшается от 0,5 до 0 (рис.5): возникает упрочнение в базисной системе скольжения, последующий переход к призматическому скольжению с соответствующим изменением фактора Шмида до максимального значения. Таким образом, наблюдаемая неустойчивость пластического течения в режиме «упрочнение - разупрочнение» связана с ориентационной неустойчивостью относительно направлений растягивающих и сжимающих напряжений в очаге деформации.

Установлено, что характер изменения кристаллографической ориентации зерен (субзерен) в очаге макролокализации и соответствующие преобразования текстуры деформации взаимосвязаны с эволюцией

Рис.5. ДОЭ-карты структуры сплава Э110 от степени локальной деформации в очаге макролокализации. Изменение тона изображения от черного до белого соответствует увеличению фактора Шмида от 0 до 0,5. Во вставках приведены соответствующие распределения зёрен по факторам Шмида от 0 до 0,5.

микроструктуры сплава циркония. Исследованы гистограммы распределения элементов структуры по размерам (рис.ба), спектры разориентации границ (рис. 66), параметры и доля специальных границ, а также характер изменения распределения границ по осям разориентации, удельной и относительной доли протяженности грашц (рис. 7) с ростом степени деформации. Показано, что эволюция спектра разориентации границ деформационного происхождения связана с двумя факторами: с формированием новых границ и увеличением угла разориентации уже существующих. Так, на начальном этапе пластического течения (и >0,5), когда доминирует основное призматическое скольжение, преобладает первый фактор: происходит интенсивное формирование малоугловых границ (МУГ) с разориентациями менее 5° и преимущественной осью разориентации (0001) и образование фрагмептированной структуры, что полностью согласуется с данными электронной микроскопии. На стадии неустойчивости пластического течения (0,5 >п> 0,2) в условиях активизации вторичных систем скольжения доминирует второй фактор: активного формирования новых субграниц не происходит, а наблюдается увеличение угла разориентации уже существующих. Это сопровождается замедлением роста количества МУГ, что приводит к «вьшолаживанию» кривых зависимостей удельной и относительной протяженности МУГ и болыпеугловых границ (БУГ) (рис. 7). Одновременно происходит смещение центра тяжести распределения болыпеугловых разориентаций влево (рис. 5), что определяется существенным ростом доли БУГ с разориентациями 15 и 30°. Наблюдается рост доли специальных границ (до ~ 6,6%), в том числе двойниковых (до ~ 4,5%), в основном за счет двойникования по системам {1012}(2133> и {1122}(ТТ23). Стадия с 0,5 > п > 0,2 характеризуется неоднородностью микроструктуры: наблюдается разброс зерен (субзерен) по размерам (рис.ба), вытягивание и некоторое укрупнение структурных элементов. Согласно данным электронной микроскопии, это является результатом атермического процесса коалесценции субзерен, вследствие рассыпания нестабильных МУГ и уходом дислокаций в ближайшие более стабильные границы, окаймляющие группы коалесцирующих субзерен. Образующиеся при этом области с одинаковой или переменной ориентацией хорошо видны на рис. 5 (деформация ~ 15%).

Процесс формирования субструктуры в результате активного действия призматического скольжения (и < 0,2) сопровождается существенным измельчением фрагментированной структуры за счет образования новых границ деформационного происхождения, а увеличение угла разориентации уже существующих субграниц приводит к измельчению зёренной структуры. Важную роль при формировании новых границ играет двойникование.

Таким образом, колебательная неустойчивость в режиме «упрочнение -разупрочнение», наблюдаемая в очаге деформации, независимо от дислокационного, сопровождается упрочнением, имеющим геометрическую природу, и определяется ориентацией плоскостей скольжения относительно направления растягивающих и сжимающих напряжений. При этом

Р.-ИМср ЗйрМ'мКЧ

1« и а за « и п м »

Уголрзз^вддашя»

Рис.6. Изменение параметров структуры от степени локальной деформации: а - гистограммы распределений зерен по размерам, б -распределение границ по углам разориентации.

Локальна* деформация

Рис. 7. Влияние деформации на удельную протяженность границ (а) и относительную долю протяженности границ (б).

кристаллографические условия деформации, определяющие активность тех или иных систем скольжения, обусловливают закономерности эволюции микроструктуры, что позволяет говорить о струюурно-ориентационной неустойчивости пластического течения ГПУ сплавов циркония.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Показано, что на параболических деформационных кривых ГПУ сплавов циркония можно выделить следующие стадии: стадию III с показателем степени деформационного упрочнения п > 0,5, стадию IV с показателем в интервале 0,5 >п > 0,2 и стадию V - с показателем п < 0,2, которая является стадией устойчивого разупрочнения.

2. С помощью метода двухэкспозиционной спекл-фотографии и анализа профиля поверхности установлено, что возникновение колебательной неустойчивости па параболической стадии пластического течения сплавов циркония с показателем деформационного упрочнения п< 0,5 связано с началом локального неоднородного изменения геометрии деформируемого образца, являющимся предвестником формирующейся шейки.

3. Выявлены три стадии формирования шейки: стадия линейного роста скорости локальных деформаций (п > 0,5/ стадия локального колебательного «упрочнения - разупрочнения» материала, определяемого периодически прогрессирующим уменьшением поперечного сечения образца (0,5 > п > 0,2) и стадия устойчивого разупрочнения (и < 0,2), связанная с образованием макроскопической шейки.

4. Установлен нелинейный характер накопления локальной деформации в очагах макролокализации, как в продольном, так и в поперечном направлениях. Кинетика периодического процесса «упрочнепие -разупрочнение» в очаге макролокализации определяется взаимосвязанным колебательным изменением локальных деформаций удлинения и сужения.

5. Анализ эволюции микротекстуры показал, что начальный этап деформации (п >0,5) характеризуется обострением исходной текстуры СБ; на стадии локального «упрочнения-разупрочнения» (0,5 > п > 0,2) происходит колебательное изменение симметрии ППФ относительно оси растяжения при сохранении исходной текстуры; на стадии устойчивого разупрочнения (п < 0,2) наблюдается существенное видоизменение ППФ с образованием сначала текстуры типа С, а затем устойчивой аксиальной текстуры.

6. На основании анализа эволюции микротекстуры и факторов Шмида идентифицированы механизмы деформации, ответственные за переориентацию базисных нормалей на последовательных стадиях формирования аксиальной текстуры: доминирующее призматическое скольжение на начальном этапе деформации (л >0,5) и на стадии устойчивого разупрочнения (п < 0,2); преимущественно базисное скольжение и двойникование на стадии неустойчивости (0,5 > и > 0,2).

7. Показано, что переориентация структурных элементов, взаимосвязанная с периодическим изменением фактора Шмида для действующих систем скольжения относительно направления растяжения, обусловливает процессы «упрочнения - разупрочнения» вследствие увеличения или уменьшения действующих напряжений сдвига.

8. Установлено, что на начальном (при п > 0,5) и конечном (при п < 0,2) этапе пластического течения в условиях преобладания призматического

скольжения происходит интенсивное формирование малоугловых границ и образование фрагментированной структуры. На стадии неустойчивости пластического течения (0,5 > п> 0,2) в условиях действия вторичных систем скольжения активного образования новых субграниц не происходит, а наблюдается увеличение угла разориентации уже существующих до 15-^30°, при этом начинается преобразование зеренной структуры с последующим формированием волокнистой текстуры деформации.

Основные публикации автора по теме диссертации:

Журналы, рекомендованные ВАК:

1. Полетика Т.М, Колосов C.B. Нариманова Г.Н., Пшеничников А.П. Неустойчивость пластического течепия при формировании шейки в сплавах циркония // ПМТФ,- 2006,- №3 - С. 141-149.

2. Полетика Т.М., Пшеничников А.П., Гирсова С.Л. Неустойчивость пластического течения и формирование шейки в сплаве циркония // Физическая мезомеханика. - Т.9, спецвыпуск. - 2006 - С.99 - 102.

3. Полетика Т.М., Пшеничников А.П. Нелинейный характер формирования шейки в сплавах циркония //ПМТФ - 2009 - Т.50.- №3- С. 197 - 204.

4. Полетика Т.М., Пшеничников А.П. Нелинейный характер макролокализации деформации в ГПУ сплавах циркония // ЖТФ- 2009.— Т.79.-Вып.З - С.54 - 58.

5. Полетика .Т.М., Гирсова С.Л., Пшеничников А.П. Цикличность дислокационных превращений в ГПУ сплаве циркония // Письма в ЖТФ.-20Ю.-Т.36.-Вып.7.-С. 31 - 37.

6. Полетика Т.М., Гирсова С.Л., Пшеничников А.П. Цикличность эволюции дефектной структуры в очаге макролокализации деформации в ГПУ сплаве Zr-Nb И Деформация и разрушение материалов. - 2010. - № 9. - С. 6 - 12.

Другие публикации:

1. Пшеничников А.П., Полетика Т.М. Синергетический подход к описанию эволюции локализации пластического течения сплава циркалой-2 // Материалы 5-ой Международной конференции «Хаос и структуры в нелинейных системах. Теория и эксперимепт».-2006.-Т.1.-С.189-193.

2. Poletika Т.М., Narimanova G.N., Kolosov S.V., Pshenichnikov A.P. Unstable plastic flow in a Technical Zirconium Alloys // Eurasian Physical Technical Journal.- 2006.-V.3.-№ 1.-P.7-10.

3. Pshenichnikov A.P., Poletika T.M. Strain localization regularities during the neck formation in zirconium alloy // Proceedings of International Conference on the Methods of Aerophysical Research. - Novosibirsk: Piblishing House "Parallel", 2007-Part V,-P. 125-129.

4. Полетика T.M., Пшеничников А.П. Закономерности потери устойчивости пластического течения в сплаве циркония И Сборник статей 15-ой Зимней школы по механике сплошных сред,- Екатеринбург: УрО РАН- 2007,-Ч.З.-С.97-100.

>17 • ДЛЯ ЗАМЕТОК

"Л

ДЛЯ ЗАМЕТОК

Издательство «В-Спектр» ИНН/КПП 7017129340/701701001, ОГРН 1057002637768 Подписано к печати 14.10.2010. Формат 60х841Лб. Печать трафаретная. Бумага офсетная. Гарнитура «Times New Roman». Печ. л. 1. Тираж 100 экз. Заказ 72. 634055, г. Томск, пр. Академический, 13-24, тел. 49-09-91. E-mail: bvm@sibmail.com

Содержание диссертации автор исследовательской работы: кандидата физико-математических наук, Пшеничников, Антон Павлович

ВВЕДЕНИЕ.

1. ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ЦИРКОНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ.

1.1 Цирконий и его сплавы.

1.1.1 Нелегированный цирконий.

1.1.2 Промышленные сплавы циркония.

1.2 Механизмы пластической деформации циркония.

1.2.1 Скольжение.

1.2.2 Двойникование.

1.2.3 Гетерогенность деформации циркония и его ГПУ сплавов.

1.3 Текстура в ГПУ материалах.

1.4 Деформационное упрочнение сплавов циркония.

1.5 Явление макролокализации пластической деформации.

1.5.1 Методы исследования макролокализации пластической деформации.

1.5.2 Исследование макролокализации деформации с помощью метода двухэкспозиционной спекл-фотографии.

1.5.3 Макролокализация пластической деформации в сплавах циркония.

1.6 Неустойчивость пластического течения.

1.6.1 Виды неустойчивости пластической деформации на разных масштабных уровнях.

1.6.2 Неустойчивость пластической деформации на макроуровне.

1.6.2.1 Образование шейки - критерий Консидера.

1.6.3 Критерии потери устойчивости пластической деформации.

1.6.4 Взаимосвязь неустойчивости и геометрической неоднородности поверхности.

1.7 Постановка задачи.

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1 Материалы исследования.

2.2 Метод обработки деформационных кривых.

2.3 Методы исследования локализации пластической деформации.

2.3.1 Метод реперов.

2.3.2 Методика двухэкспозиционной спекл-фотографии.

2.4 Методика оценки суммарной деформации в образцах.

2.5 Метод дифракции обратно рассеянных электронов.

3. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ДЕФОРМАЦИОННОГО ПОВЕДЕНИЯ СПЛАВОВ ЦИРКОНИЯ.

3.1 Стадийность деформационных кривых.

3.2 Анализ зависимостей коэффициента деформационного упрочнения 0 от напряжения S.

3.3 Проверка выполнения критерия неустойчивости.

3.4 Деформационные кривые, построенные с учетом локализации деформации в шейке.

4. МАКРОЛОКАЛИЗАЦИЯ И НЕУСТОЙЧИВОСТЬ ПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ В СПЛАВАХ ЦИРКОНИЯ.

4.1 Исследование закономерностей макролокализации пластической деформации с помощью методики спекл-фотографии.

4.2 Исследование закономерностей локализации деформации с помощью метода реперов и построения профилограмм.

4.3 Нелинейная кинетика формирования шейки в сплавах циркония.

4.4 Сравнение результатов исследования макролокализации двумя независимыми методами.

5. ЭВОЛЮЦИЯ СТРУКТУРЫ И МИКРОТЕКСТУРЫ В ПРОЦЕССЕ ФОРМИРОВАНИИ ОЧАГА МАКРОЛОКАЛИЗАЦИИ ДЕФОРМАЦИИ

5.1 Эволюция микроструктуры при растяжении сплава Э110.

5.2 Особенности развития текстуры в области колебательной неустойчивости пластического течения.

5.3 Анализ процессов скольжения с использованием факторов Шмида

5.4 Анализ эволюции количественных параметров микроструктуры в ходе деформации.

5.5 Взаимосвязь колебательного изменения локальной скорости деформации с текстурным «упрочнением - разупрочнением».

Введение диссертация по физике, на тему "Неустойчивость пластического течения в ГПУ сплавах циркония"

Циркониевые сплавы являются основным конструкционным материалом для деталей активной зоны и оболочек тепловыделяющих систем атомных энергетических реакторов. Дальнейшее повышение рёсурсных характеристик циркониевых изделий требует оптимизации их состава и технологии изготовления, что может быть достигнуто увеличением пластичности материалов в процессе холодной обработки давлением. Для этого необходимо знание закономерностей деформационного поведения циркониевых сплавов, которые определяют способность к устойчивому пластическому течению без макроскопической локализации деформации, вызывающей разрушение материала. К настоящему времени накоплены многочисленные экспериментальные данные о макролокализации деформации как обязательной составляющей процесса пластического течения с самого начала деформирования. Это требует обязательного учета этого явления при оценке способности материала к устойчивой пластической деформации даже при формальном выполнении критериев устойчивости, которые лишь определяют момент, когда локализацию течения можно обнаружить измерительными средствами.

С помощью используемого в лаборатории физики прочности ИФПМ СО РАН метода двухэкспозиционной спекл-фотографии было установлено, что формы макролокализации пластической деформации различны и зависят от действующего на данной стадии закона деформационного упрочнения. Однако недостаточно изученными остаются закономерности развития макролокализации на стадии потери устойчивости пластического течения и формирования очага предразрушения, а затем и шейки. Достаточно удобными для исследования таких закономерностей оказались сплавы циркония, имеющие гексагональную плотноупакованную решетку (ГПУ), деформационное упрочнение которых характеризуется протяженной параболической стадией и долгой деформацией в шейке. В то же время, данные о переходе от устойчивого пластического течения к разрушению, а также об условиях такого перехода имеют большую практическую ценность для создания научных основ технологии обработки давлением, в частности, при производстве циркониевых изделий для ядерной энергетики.

Ранее в работах, выполненных в ИФПМ СО РАН, установлено, что параболическая стадия кривых пластического течения технических ГПУ сплавов циркония состоит из подстадий с дискретно уменьшающимся показателем параболичности п, который является показателем степени деформационного упрочнения в уравнении Людвика. Обнаружена неустойчивость пластического течения на параболической стадии с п < 0,5, определяемая колебательным периодическим изменением пространственно -временной картины распределения макролокализации деформации, которое сопровождает процесс образования очага разрушения. Однако физические причины обнаруженного немонотонного деформационного поведения и его взаимосвязь с процессами, протекающими на микро - и мезомасштабных уровнях деформации остаются не вполне ясными. В то же время, знание закономерностей возникновения и развития макролокализации, приводящих к потере устойчивости пластического течения и разрушению необходимо при оценке способности материала к устойчивой пластической деформации.

Интерес к сплавам циркония и выбор в качестве материала исследований обусловлен также и тем, что характер деформации ГПУ материалов с отношением с/а < 1,633, поведение кривых их пластического течения и закономерности эволюции дефектной структуры изучены недостаточно. До сих пор в литературе обсуждается вопрос о возможных вторичных системах скольжения и роли двойникования в формировании деформационного поведения сплавов циркония. В то же время пластичность ГПУ сплавов зависит от числа вовлеченных в деформацию систем скольжения, причем если их мало, то материал трудно деформируется, а если достаточно, то по пластичности не уступает металлам с гранецентрированной кубической кристаллической решеткой (ГЦК). Сложными и не до конца установленными являются и механизмы текстурообразования ГПУ циркониевых сплавов. В то же время, очевидно, что особенности эволюции структуры и текстуры в материалах с выраженной анизотропией дислокационного скольжения могут определять физические причины неоднородности их пластического течения, в том числе возникновение немонотонного деформационного поведения сплавов на основе циркония.

В этой связи необходимым является выявление действующих механизмов деформации и изучение их влияния на механизмы и закономерности развития текстуры, а также установление корреляций между параметрами деформационной кривой и неустойчивостью текстуры в процессе испытаний. Кроме того важным является установление взаимосвязи между характером изменения напряженно-деформированного состояния в очаге деформации и эволюцией структуры и текстуры. Тип исходной текстуры может как облегчать, так и затруднять формоизменение материала в условиях стесненной деформации, что и определяет в конечном итоге ресурс пластичности материала до глубоких степеней деформирования.

В этой связи безусловно актуальной является задача установления взаимосвязи возникновения неустойчивости пластического течения при растяжении ГПУ сплавов циркония с кинетикой и механизмами их текстурообразования в очаге макролокализации деформации.

В работе поставлены следующие конкретные задачи:

На защиту выносятся следующие положения:

3. Колебательная неустойчивость пластического течения в режиме «упрочнение - разупрочнение» взаимосвязана с ориентационной неустойчивостью, обусловленной периодическим изменением факторов Шмида для призматической и сопряженных систем скольжения, которое обеспечивает увеличение или уменьшение действующих напряжений сдвига.

Научная новизна работы.

Установлено, что возникновение колебательной неустойчивости на параболической стадии пластического течения при п < 0,5 связано с началом локального неоднородного изменения геометрии деформируемого образца, приводящего к образованию одной или нескольких шеек. Впервые проведен анализ эволюции микротекстуры и факторов Шмида для различных систем скольжения в процессе растяжения сплава 2х-1 %1ЧЬ в условиях формирования шейки. Идентифицированы механизмы деформации, ответственные за переориентацию базисных нормалей на последовательных стадиях формирования аксиальной текстуры в шейке. Установлено, что колебательная неустойчивость сопровождается «упрочнением - разупрочнением» в очаге деформации, которое имеет геометрическую природу и определяется переориентацией плоскостей скольжения относительно направления растягивающих и сжимающих напряжений. Выявлена связь активности различных систем скольжения с закономерностями эволюции количественных параметров микроструктуры: распределении зерен/субзерен по размерам, спектре распределения границ по разориентациям и осям разориентации, удельной и относительной доли протяженности малоугловых и большеугловых границ, составе и содержании специальных границ.

Научная и практическая ценность диссертационной работы состоит в том, что получены экспериментальные данные о закономерностях эволюции микроструктуры и микротекстуры в процессе пластического течения сплавов циркония, которые определяют возникновение неустойчивости пластического течения и образование очага разрушения материала. Полученные в работе данные могут быть полезны для прогноза деформационного поведения сплавов циркония при выборе режимов холодной обработки давлением в процессе производства оболочечных и канальных труб из сплавов Э110, Э125, Э635 и циркалой-2 для ядерных реакторов с целью обеспечения их высоких технологических и эксплуатационных свойств.

Содержание диссертационной работы.

Диссертационная работа состоит из введения, 5 разделов, выводов, в конце работы приводится список литературы из 185 наименований.

Заключение диссертации по теме "Физика конденсированного состояния"

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Показано, что на параболических деформационных кривых ГПУ сплавов циркония можно выделить следующие стадии: стадию III с показателем степени деформационного упрочнения п > 0,5, стадию IV с показателем в интервале 0,5 > п > 0,2 и стадию V - с показателем п < 0,2, которая является стадией устойчивого разупрочнения.

2. С помощью метода двухэкспозиционной спекл-фотографии и анализа профиля поверхности установлено, что возникновение колебательной неустойчивости на параболической стадии пластического течения сплавов циркония с показателем деформационного упрочнения п< 0,5 связано с началом локального неоднородного изменения геометрии деформируемого образца, являющимся предвестником формирующейся шейки.

3. Выявлены три стадии формирования шейки: стадия линейного роста скорости локальных деформаций (п > 0,5), стадия локального колебательного «упрочнения - разупрочнения» материала, определяемого периодически прогрессирующим уменьшением поперечного сечения образца (0,5 > п> 0,2) и стадия устойчивого разупрочнения {п < 0,2), связанная с образованием макроскопической шейки.

4. Установлен нелинейный характер накопления локальной деформации в очагах макролокализации, как в продольном, так и в поперечном направлениях. Кинетика периодического процесса «упрочнение - разупрочнение» в очаге макролокализации определяется взаимосвязанным колебательным изменением локальных деформаций удлинения и сужения.

5. Анализ эволюции микротекстуры показал, что начальный этап деформации (п > 0,5) характеризуется обострением исходной текстуры СВ; на стадии локального «упрочнения-разупрочнения» (0,5 > п > 0,2) происходит колебательное изменение симметрии ППФ относительно оси растяжения при сохранении исходной текстуры; на стадии устойчивого разупрочнения (п < 0,2) наблюдается существенное видоизменение ППФ с образованием сначала текстуры типа С, а затем устойчивой аксиальной текстуры.

6. На основании анализа эволюции микротекстуры и факторов Шмида идентифицированы механизмы деформации, ответственные за переориентацию базисных нормалей на последовательных стадиях формирования аксиальной текстуры: доминирующее призматическое скольжение на начальном этапе деформации (п > 0,5) и на стадии устойчивого разупрочнения (п < 0,2); преимущественно базисное скольжение и двойникование на стадии неустойчивости (0,5 > п > 0,2).

8. Установлено, что на начальном (при п > 0,5) и конечном (при п < 0,2) этапе пластического течения в условиях преобладания призматического скольжения происходит интенсивное формирование малоугловых границ и образование фрагментированной структуры. На стадии неустойчивости пластического течения (0,5 > п > 0,2) в условиях действия вторичных систем скольжения активного образования новых субграниц не происходит, а наблюдается увеличение угла разориентации уже существующих до 15-К300, при этом начинается преобразование зеренной структуры с последующим формированием волокнистой текстуры деформации.

Список источников диссертации и автореферата по физике, кандидата физико-математических наук, Пшеничников, Антон Павлович, Томск

1. Займовский А. С., Никулина А. В., Решетников Н. Г. Циркониевые сплавы в ядерной энергетике. — Москва :Энергоатомиздат, 1994. — 256 с.

2. Дуглас Д. Металловедение циркония.— Москва :Атомиздат, 1975.—357 с.

3. Бескоровайный Н. М. и др. Конструкционные материалы ядерных реакторов. — Москва :Энергоатомиздат, 1995. — 704 с.

4. Ривкин Ю. И., Родченков В. С., Филатов В. М. Прочность сплавов циркония. —Москва :Энергоатомиздат, 1974. —168 с.

5. Черняева Т. П., Стукалов А. И., Грицина В. М. Кислород в цирконии. — Харьков :ННЦ ХФТИ, 1999. — 112 с.

6. Никулин С. А. и др. Изменение микроструктуры и механических свойств при отжиге закалённого сплава Zr-l,3%Sn-l%Nb-0,4%Fe // Металлы. — 1995. — 1. —С. 62-68.

7. Никулина А. В. и др. Сплав Zr-l%Nb-l%Sn-0,5%Fe для труб технологических каналов реакторов типа РБМК// Вопросы атомной науки и техники. Металловедение и новые материалы. — 1990. — 2. — С. 58-66.

8. Маркелов В. А., Никулин С. А., Гусев А. Ю. Влияние режимов термомеханической обработки на структуру и свойства сплава Zr-l,3%Sn-l%Nb-0,4%Fe // Вопросы атомной науки и техники. — 1993. — 1. — Р. 25-30.

9. Toffolon С., Brachet J.-C., Jago G. Studies of second phase particles in different zirconium alloys using extractive carbon replica and an electrolytic anodic dissolution procedure // Journal of nuclear materials. — 2002. — V. 305, 2. — P. 224-231.

10. Предводителев А. А., Троицкий О. А. Дислокации и точечные дефекты в гексагональных кристаллах.— Москва, :Энергоатомиздат, 1973.— 201 с.

11. Келли А., Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах. — Москва Мир, 1974. — 496 с.

12. Yoo М. Н. Slip, twinning and fracture in hexagonal close-packed metals // Metallurgical Transactions A. — 1981. — V. 12A, 3. — P. 409-418.

13. Zirconium in the nuclear industry: fourteenth international symposium. — 2006. — P. 25-50.

14. Munroe N., Tan X. Orientation dependence of a slip and twinning in HCP metals // Scripta Materialia. — 1997. — V. 36, 12. — P. 1383-1386.

15. Cazacu O., Plunkett В., Barlat F. Orthotopic yield criterion for hexagonal close-packed metals // International journal of plasticity. — 2006. — V. 22, 7. — P. 1171-1194.

16. Lin Xiao, Haicheng Gu Dislocation structures in zirconium and zircaloy-4 fatigued at different temperatures // Metallurgical and Materials Transactions A. — 1997, —V. 28A, 4. —P. 1021-1033.

17. Папиров И. И., Тихинский Г. Ф. Природа пластической деформации циркония (Часть 1). —Харьков :Харьковский ФТИ, 1976. — 36 с.

18. Сокурский Ю. Н., Проценко Л. Н. Системы деформации а-циркония // Атомная энергия. — 1958. — Т. 4. — С. 443-447.

19. Григорович В. К. Металлическая связь и структура металлов.— Москва :Наука, 1988. — 296 с.

20. Akhtar A. Prismatic slip in zirconium1 single crystals at elevated temperatures // Metallurgical Transactions A. — 1975. — V. 6A. — P. 1217-1222.

21. Akhtar A. Basal slip in zirconium// Acta metallurgica.— 1973.— V. 21. —P. 7-11.i

22. Bailey J. E. Electron microscope studies of dislocations in deformed zirconium // Journal of nuclear materials. — 1962. — V. 7. — P. 300-310.

23. Christian J. W., Mahajan S. Deformation twinning// Progress in Materials Sciense. — 1995. —V. 39. —P. 1-157.

24. Akhtar A. Compression of zirconium single crystals parallel to the c-axis // Journal of Nuclear Materials. — 1973. —V. 47. — P. 79-86.

25. Tenckhoff E. Operation of dislocation with (c+a) type Burgers vector during the deformation of zirconium single crystals // Zeitschrift fur Metallkunde. — 1972. —V. 63.—P. 192-197.

26. Исаенкова М. Г., Перлович Ю. А. Кинетика и механизмы текстурообразования в a-Zr// Физика металлов и металловедение.— 1987.— Т. 64,1. —С. 108-112.

27. Gloaguen D. и др. Measurement and prediction of residual stresses and crystallographic texture development in rolled Zircaloy-4 plates: X-ray diffraction and the self-consistent model // Acta Materialia. — 2007. — V. 55. — P. 4369-4379.

28. Xu F., Holt R. A., Daymond M. R. Evidence for basal a -slip in Zircaloy-2 at room temperature from polycrystalline modeling // Journal of Nuclear Materials. — 2008. — V. 373 ,1/3. — P. 217-225.

29. Кириченко В. Г., Снурникова А. И., Чекин В. В. Структурно-фазовые превращения при термомеханической обработке a-Zr, легированного Nb и Fe // Физика металлов и металловедение. — 1985. — V. 59 ,5. — С. 943-946.

30. Филлипов В. П., Петров В. И., Лауэр Ю. А. Влияние легирования на состояние атомов олова в циркониевых сплавах// Труды научных сессий МИФИ. — 2007. — Т. 9. — С. 103.

31. Rapperport Е. J., Hartly С. S. Deformation modes of zirconium at 77K, 575K and 1075K // Transactions AIME. — 1960. — V. 218. — P. 869-877.

32. Brenner R. и др. Thermal creep of Zr-l%Nb-0 alloys: experimental analysis and micromechanical modelling // Journal of Nuclear Materials. — 2002. — V. 305. —P. 175-186.

33. Holt R. и др. Intergranular and Interphase Constraints in Zirconium Alloys// Journal of ASTM International. Zirconium in the Nuclear Industry: 15th ASTM International Symposium. — 2008. — V. 5 ,6. — 20 c.

34. Bingert J. F. и др. Deformation twinning in polycristalline Zr: insights from electron backscattered diffraction characterization // Metallurgical and materials transaction A. — 2002. — V. 33A. — P. 955-963.

35. Хоникомб P. Пластическая деформация металлов. — Москва :Мир, 1972. —408 с.

36. Бренер Р., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. — Москва Мир, 1969. — 272 с.

37. Akhtar A., Teghtsoonian E. Plastic deformation of zirconium single crystals // Acta Metallurgies — 1971. — V. 19. — P. 655-663.

38. Папиров И. И., Тихинский Г. Ф. Природа пластической деформации циркония (часть 2). — Харьков :Харьковский ФТИ, 1976. — 29 с.

39. Daymond М. R., Bonner N W. Lattice strain evolution in IMI 834 under applied stress // Materials Science and Engineering A. — 2003. — V. 340. — P. 272280.

40. Cai S., Daymond M. R., Holt'R. A. Modeling the room temperature deformation of a two-phase zirconium alloy // Acta Materialia . — 2009. — V. 57. — P. 407-429.

41. Xu F., Holt R. A., Daymond M. R. Modeling lattice strain evolution during uniaxial deformation of textured Zircaloy-2 // Acta Materialia. — 2008. — V. 56. — P. 3672-3687.

42. Xu F. и др. Development of internal strains in textured Zircaloy-2 during uni-axial deformation // Materials Science and Engineering A. — 2008. — V. 488 ,1/2. —P. 172-185.

43. Hill R. Continuum micro-mechanics of elastoplastic polycrystals // Journal of the Mechanics and Physics of Solids. — 1965. — V. 13 ,2.— P. 89-101.

44. Hutchinson J. W. Elastic-Plastic Behaviour of Polycrystalline Metals and Composites // Proceedings of the Royal Society of London A. — 1970. — V. 319. — P. 247-272.

45. Sahoo S. К. и др. Heterogeneous deformation in single-phase Zircaloy-2 // Scripta Materialia. — 2007. — V. 56. — P. 963-966.

46. Linga Murty K., Charit I. Texture development and anisotropic deformation of zircaloys // Progress in nuclear energy. — 2006. — V. 48. — P. 325359.

47. Jiang L. и др. Texture, microstructure and mechanical properties of equiaxed ultrafine-grained Zr fabricated by accumulative roll bonding// Acta Materialia. —2008.—V. 56. —P. 1228-1242.

48. Мацегорин И. В., Русакова А. А., Евстюхин А. И. Анализ механизма текстурообразования в а Zr с применением ЭВМ // Металлургия и металловедение чистых металлов. — 1980. — 14. — С. 39-52.

49. Исаенкова М. Г., Перлович Ю. А. Роль двойникования в развитии текстуры деформации а-циркония // Физика металлов и металловедение. —1991. —5. —С. 87-92.

50. Перлович Ю. А., Исаенкова М. Г., Фесенко В. А. Закономерности субструктурной неоднородности деформированных металлических материалов// Известия РАН. Серия физическая.— 2004.— Т. 68,10.— С. 1462-1472.

51. Перлович Ю. А. и др. Текстурные изменения в вершине движущейся трещины при разрушении листового сплава Zr-l%Nb// Атомная энергия.—1992. — Т. 73 ,2. — С. 121-128.

52. Исаенкова М. Г., Конопленко В. П., Перлович Ю. А. Влияние текстуры на пластическую деформацию прокатанного сплава Zr-l%Nb при растяжении // Атомная энергия. — 1982. — Т. 52 ,5. — С. 310-313.

53. Jonas J. J., Luton M. J. Advances in Deformation Processing. — New York (NY) :Plenum Press, 1978. — 215 c.

54. Perez-Prado M. Т. и др. Dynamic restoration mechanisms in a-zirconium at elevated temperatures // Acta Materialia. — 2005. — V. 53. — P. 581-591.

55. Никулин С. А., Маркелов В. А., Фатеев Б. М. Влияние структуры на диаграммы деформации сплава Zr-2,5%Nb// Известия. АН СССР. Металлы. — 1991. —3. —Р. 134-139.

56. Никулин С. А., Маркелов В. А., Фатеев Б. М. Влияние термической обработки на структуру и механические свойства канальных труб из сплава Zr-2,5%Nb// Вопросы атомной науки и техники. Серия: Материаловедение и новые материалы. — 1990. — 2. — С. 67-73.

57. Tsuji Т., Amaya М. Study on order-disorder of Zr-0 alloys (0\Zr=0-0.31) by heat capacity measument// Journal of Nuclear Materials.— 1995.— V. 223,1. —P. 33-39.

58. Полетика T. M. и др. Локализация пластического течения в сплаве Zr-l%Nb // Журнал технической физики. — 2002. — Т. 72 ,9. — С. 57-63.

59. Зуев Л. Б., Полетика Т. М., Нариманова Г. Н. О связи между макролокализацией пластического течения и дислокационной структурой// Письма в журнал технической физики. — 2003. — Т. 29 ,12. — С. 74-77.

60. Полетика Т.М. и др. Локализация пластического течения в технических сплавах циркония // Прикладная механика и техническая физика. —2003. —Т. 44 ,2. —С. 132-142.

61. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов C.B. Неустойчивость пластического течения в сплавах циркония// Письма в журнал технической физики, —2005. —Т. 31 ,22. —С. 36-41.

62. Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов C.B. Закономерности локализации пластической деформации при формировании шейки в сплавах циркония // Журнал технической физики. — 2006. — Т. 76 ,3. — С. 44-49.

63. Полетика Т. М., Нариманова Г. Н., Колосов С. В. Неустойчивость пластического течения в циркониевых сплавах// Металлофизика и новейшие технологии. — 2006. — Т. 28 ,8. — С. 1119-1130.

64. Панин В. Е. и др. Структурные уровни пластической-деформации и разрушения. — Новосибирск :Наука, 1990. — 255 с.

65. Криштал M. М. Общая теория неустойчивости и мезоскопической неоднородности пластической ' деформации // Известия РАН. Серия физическая. — 2004. — Т. 68 ,10. — С. 1391-1402.

66. Зуев Л. Б., Данилов В. И., Семухин Б. С. Пространственно-временное упорядочение при пластическом течении твердых тел // Успехи физики металлов. — 2002. — Т. 3. — С. 237-304.

67. Пресняков A.A. Локализация пластической деформации.— Москва ¡Машиностроение, 1983.

68. Wray P. J. Strain-rate of tensile failure of a polycrystalline material at elevated temperature // Journal of Applied Physics. — 1969. — V. 40. — P. 40184029.

69. Одинг И.А. и др. Теория ползучести и длительной прочности металлов. — Москва :Металлургиздат, 1959. — 488 с.

70. Иванова В. С. Прочность металлов. — Москва ¡Издательство АН СССР, 1956. —290 с.

71. Вайнштейн А. А., Кибардин М. А., Боровиков В. С. Исследование неоднородности деформации в алюминиевом сплаве АД1-М// Известия АН СССР. Металлы. — 1983. — 3. — С. 171-174.

72. Wray P. J. Tensile plastic instability at an elevated temperature and its dependence upon strain rate// Journal of Applied Physics.— 1970.— V. 41.— P. 3347-3352.

73. Пресняков А. А. Локализация пластической деформации.— Алма-Ата :Наука, 1981. — 119 с.

74. Пресняков А. А., Мофа Н. Н. Локализация деформации алюминия и. некоторых его сплавов при растяжении // Известия АН СССР. Металлы. — 1981. —2. —С. 205-208.

75. Пресняков А. А., Мофа Н. Н., Черноглазова Т. В. Определение объема локально-деформированного металла в процессе растяжения // Заводская лаборатория. — 1985. — Т. 51 ,10. — С. 76-79.

76. Зуев Л. Б., Данилов В. И., Мних Н. М. Спеклинтерферометрический метод регистрации и анализа полей смещения при пластической деформации // Заводская лаборатория. — 1990. — Т. 56 ,2. — С. 90-93.

77. Зуев JI. Б., Баранникова С. А., Заводчиков С. Ю. Локализация деформации растяжения в поликристаллическом сплаве на основе циркония // Физика металлов и металловедение. — 1999. — Т. 87 ,3. — С. 77-79.

78. Зуев JI. Б., Баранникова С. А., Зариковская Н. В. Феноменология автоволновых процессов локализованного пластического течения//Физика твёрдого тела. — 2001. — Т. 43 ,8. — С. 1423-1427.

79. Zuev L. В., Semukhin B. S., Zavodchikov S. Yu. Deformation localization and internal residual stress in billets for Zr-Nb pipe rolling // Materials letters. — 2002. — V. 57 ,4. — P. 1015-1020.

80. Колосов С. В. Закономерности локализации деформации на параболической стадии пластического течения в ГПУ-сплавах циркония // дис. . канд. физ.-мат. наук. — Томск, 2006. — 129 с.

81. Зубчанинов В. Г. Устойчивость и пластичность.— Москва :ФИЗМАТЛИТ, 2008. — в 2-х. томах.

82. Тихонов А.С. Эффект сверхпластичности металлов и сплавов. — Москва :Наука, 1978. — 142 с.

83. Панин В. Е. Синергетические принципы физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. — 2000. — Т. 3 ,6. — С. 5-36.

84. Головин Ю. И., Дуб С. Н., Иволгин В. И. Нестабильность пластической деформации твёрдых тел в микро- и нанообъёмах// Известия РАН. Серия физическая. — 2004. — Т. 68 ,10. — С. 1428-1435.

85. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. — Москва :Металлургия, 1986. — 224 с.

86. Барахтин Б.К., Владимиров В.И., Иванов С. А. Периодичность структурных изменений при ротационной пластической деформации // Физика металлов и металловедение. — 1987. — Т. 63 ,6. — С. 1185-1191.

87. Бриджмен П. У. Исследования больших пластических деформаций и разрыва. — Москва ¡Книжный дом "ЛИБРОКОМ", 2010. — 448 с.

88. Jiang H. и др. Three types of Portevin-Le Chatelier effects: Experiment and modelling // Acta Materialia. — 2007. — V. 55. — P. 2219-2228.

89. Penning P. Mathematics of the Portevin-Le Chatelier effect// Acta Metallurgies — 1972. — V. 20 ,10. — P. 1169-1175.

90. McCormick P. G. The Portevin-Le Chatelier effect in an Al-Mg-Si alloy // Acta Metallurgies — 1971. — V. 19 ,5. —P. 463-471.

91. McCormick P. G. Theory of flow localisation due to dynamic strain ageing // Acta metallurgica. — 1988. — V. 36 ,12. — P. 3061-3067.

92. Mulford R. A., Kocks U. F. New observations on the mechanisms of dynamic strain aging and of jerky flow // Acta Metallurgica. — V. 27 ,7. — P. 11251134.

93. Mesarovich S. D. Dynamic strain aging and plastic instabilities // Journal of the Mechanics and Physics of Solids. — 1995. — V. 43 ,5. — P. 671-700.

94. Rizzi E., Hahner P. On the Portevin-Le Chatelier effect: theoretical modeling and numerical results // International Journal of Plasticity. — 2004. — V. 20. —P. 121-165.

95. Лебедев В. П. и др. Низкотемпературная неустойчивость пластической деформации алюминия // Физика твёрдого тела. — 2007. — Т. 49Д1. — С. 1994-2000.

96. Николаев В. И., Шпейзман В. В: Неустойчивость деформации и разрушение при температуре жидкого гелия // Физика твёрдого тела. — 1997. — Т. 39 ,4. — С. 647-651.

97. Бэкофен В. Процессы деформации.— Москва Металлургия, 1977. —288 с.

98. Weber L. и др. On the use of Considère's criterion in tensile testing of materials'which accumulate internal damage // Scripta Materialia. — V. 41 ,5. — P. 549-551.

99. Petrie C. J. S. Considère reconsidered: Necking of polymeric liquids // Chemical Engineering Science. — 2009.' — V. 64 ,22. — P. 4693-4700.

100. Chihab К. и др. The kinetics of the Portevin-Le Chatelier bands in an Al-5at%Mg alloy // Scripta Metallurgica. — 1987. — V. 21. — P. 203-208.

101. Kubin L. P., Estrin Y. The portevin-Le Chatelier effect in deformation with constant stress rate // Acta Metallurgica. — 1985. — V. 33 ,3. — P. 397-407.

102. Estrin Y., Kubin L. P. Plastic instabilities: phenomenology and theory// Materials Sciense and Engineering A. — 1991. — V. 137. — P. 125-134.

103. Kocks U. F., Cook R. E., Mulford R. A. Strain aging and strain hardening in Ni-C alloys // Acta Metallurgica. — 1985. — V. 33 ,4. — P. 623-638.

104. Van den Beukel A. Theory of the effect of dynamic strain aging on mechanical properties // Physica Status Solidi A. — 1975. — V. 3 0 ,1. — P. 197-206.

105. Панин В. Е. и др. Закономерности стадии предразрушения в физической мезомеханике // Физическая мезомеханика. — 2003. — Т. 6 ,6. — С. 97-106.

106. Панин В. Е. и др. Анализ напряженно-деформированного состояния в шейке плоского образца высокопрочной стали при разрушении // Физическая мезомеханика. — 2004. — Т. 7 ,Спец. выпуск 4.1. — С. 374-377.

107. Панин В. Е., Гриняев Ю. В., Панин А. В. Полевая теория многоуровневого пластического течения в шейке деформированного твердого тела // Физичекая мезомеханика. — 2007. — Т. 10 ,5. — С. 5-17.

108. Syryamkin V. I., Panin S. V. Television-optical technique for materials investigation and diagnostics of state of loaded materials and structure parts// Вычислительные технологии. — 2003. — V. 8. — P. 10-25.

109. Byun T. S., Farrell K., Hashimoto N. Plastic instability behavior of bcc and hep metals after low temperature neutron irradiation// Journal of Nuclear Materials . — 2004. — V. 329-333. — P. 998-1002.

110. Никулин С. А. Два варианта потери устойчивости течения при растяжении и пластичность сплавов. — 1996. — Т. 81 ,3. — С. 46-58.

111. Полетика Т. М:, Гирсова С. Л., Пшеничников А. П. Цикличность дислокационных превращений в, ГПУ-сплаве циркония// Письма в журнал технической физики.;— 2010. — Т. 36 ,7. — С.31-37.

112. Полетика Т. М., Колосов С. В., Гирсова С. Л. Микроструктура циркониевых сплавов в, очагах локализации деформации и предразрушения// Физическая мезомеханика. — 2004. — Т. 2 ,7. — С. 235-238.

113. Калин Б. А., Чернов И. И., Шишкин Г. Н. Диаграммы состояния и структуры конструкционных материалов ядерных. реакторов.— Москва ¡Инженерно-физический институт, 1989. — 296 с.

114. Трефилов В. И., Моисеев В. Ф., Печковский Э. П. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов. — Киев :Наукова думка, 1989. — 256 с.

115. Золоторевский- ВС. Механические испытания и свойства металлов. — Москва ¡Металлургия, 1974. — 303 с.

116. Кобаяси А. Экспериментальная г механика. •—Москва Мир, 1990.— в 2-х. томах.

117. Сухарев И.П. Экспериментальные методы исследования деформаций и прочности. —Москва Машиностроение, 1987. — 216 с.

118. Фридман Я.Б., Зилова Т.К., Демина НИ. Изучение пластических деформаций разрушения методом накатных сеток.— Москва Юборонгиз, 1962. — 188 с.

119. Джоунс Р., Уайкс К. Голографическая и спекл интерферометрия.— Москва Мир, 1986. — 328 с. .

120. Вест Ч. Голографическая интерферометрия:— Москва Мир, 1982. —504 с.

121. Клименко И. С. Голография сфокусированных изображений и спекл-интерферометрия. — Москва :Наука, 1985. — 224 с.

122. Борн М., Вольф Э. Основы оптики; — Москва :Наука, 1970. — 855 с.

123. Engler О., Randle V. Introduction to texture analisys. — Boca Raton FL :CRC Press, 2010. — 455 c.

124. Миронов С. Ю., Мышляев M. М. Анализ эволюции дислокационных границ в ходе холодной деформации микрокристаллического титана // Физика твёрдого тела. — 2007. — Т. 49 ,5. — С. 815-821.

125. Kassner M. E. и др. Large-Strain Softening of Aluminum in Shear at Elevated Temperature // Metallurgical and Materials Transactions A. — 2002. — V. 33A. —P. 3145-3153.

126. Zeng Z., Zhang Y., Jonsson S. Microstructure and texture evolution of commercial pure titanium deformed at elevated temperatures // Materials Science and Engineering: A. — 2009/— V. 513-514. — P. 83-90.

127. Kamikawa N. и др. Quantification of annealed microstructures in ARB processed aluminum // Acta Materialia. — 2006. — V. 54. — P. 3055-3066.

128. Dorner D., Adachi Y., Tsuzaki K. Periodic crystal lattice rotation in microband groups in a bcc metal // Scripta Materialia. — 2007. — V. 57. — P. 775778.

129. Salem A. A., Glavicic M. G., Semiatin S. L. A coupled EBSD/EDS method to determine the primary- and secondary-alpha textures in titanium alloys with duplex microstructures // Materials Science and Engineering: A. — 2008. — V. 494,1/2.—P. 350-359.

130. Scheriau S., Pippan R. Influence of grain size on orientation changes during plastic deformation// Materials Science and Engineering: A. — 2008. — V. 493. —P. 48-52.

131. Полухин П. И., Горелик С. С., Воронцов В. К. Физические основы пластической деформации. — Москва ¡Металлургия, 1982. — 584 с.

132. Gil Sevillano J., van Houte P., Aernoudt E. Large strain work hardening and textures // Progress in Materials Science. — 1980. — V. 25 :2/4. — P. 69-134.

133. Гирсова С. JI. Эволюция дислокационной субструктуры и стадийность деформационных кривых в ГПУ-сплавах циркония // дис. . канд.физ.-мат. наук. — Томск, 2008. — 217 с.

134. Валиев Р. 3., Александров И. В. Объёмные наноструктурные металлические материалы. —Москва :ИКЦ "Академкнига", 2007. — 398 с.

135. Stuwe Н. Р. // Zeitschrift fur Metallkunde. — 1965. — V. 56. — P. 633.

136. Kovacs I. The mechanism of the work-hardening in F.C.C. metals // Acta Metallurgies — 1967. — V. 15,11.—P. 1731-1736.

137. Zehetbauer M. J., Seumer V. Cold work hardening in stages IV and V of F.C.C. metals—I. Experiments and interpretation// Acta Metallurgica et Materialia. — 1993. — V. 41. — P. 577-588.

138. Zehetbauer M. J. Cold work hardening in stages IV and V of F.C.C. metals—II. Model fits and physical results // Acta Metallurgica et Materialia. — 1993. — V. 41. —P. 589-599.

139. Конева H. А., Козлов Э. В. Физическая природа стадийности пластической деформации// Известия вузов. Физика.— 1990.— 2.— С. 89106.

140. Конева Н. А. Мезоструктура, внутренние напряжения и стадии пластической деформации.// Вопросы материаловедения.— 2003.— 1.— С. 132-141.

141. Saunders I., Nutting J. // Metal Science. — 1984. — V. 18. — С. 571.

142. Hansen N., Jensen D. J. Development of microstructure in FCC metals during cold work// Philosophical Transansactions of the Royal Society of London A. — 1999. — V. 357. — P. 1447-1469.

143. Humphreys F. G. и др. Developing stable fine-grain microstructures by large strain deformation// Philosophical Transansactions of the Royal Society of London A. — 1999. — V. 357. — P. 1663-1681.

144. Toth L. S., Molinary A. Tuning a self consistent viscoplastic model by finite element results—II. Application to torsion textures // Acta Metallurgica et Materialia. — 1994. — V. 42 ,7. — P. 2459-2466.

145. Nes E., Pettersen Т., Marthinsen K. On the mechanisms of work hardening and flow-stress saturation // Scripta Materialia. — 2000. — V. 43 ,1. — P. 55-62.

146. Nes E. Modelling of work hardening and stress saturation in FCC metals // Progress in Materials Science. — 1997. — V. 41 ,3. — P. 129-193.

147. Poliak E. I., Jonas J. J. A one-parmenter approach to determining the critical conditions for the initiation of dynamic recrystallization // Acta Materialia. — 1996. —V. 44,1. —P. 127-136.

148. Galiyev A, Kaybishev R., Gottstein G. Correlation of plastic deformation and dynamic recrystallization in magnesium alloy ZK60 // Acta Materialia. — 2001. —V. 49 ,7. —P. 1199-1207.

149. Gottstein G. и др. Prediction of the critical conditions for dynamic recrystallization in the austenitic steel 800H// Materials Science and Engineering A. — 2004. — V. 387-389. — P. 604-608.

150. Полетика Т. M. и др.. Эволюция дефектной структуры в сплаве циркония при пластической деформации // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. — 2005. — 1. — С. 58-61.

151. Полетика Т. М. и др. Эволюция дефектной структуры при пластической деформации в сплавах циркония// Деформация и разрушение материалов. — 2006.— 10. — С. 12-15.

152. Полетика Т. М., Пшеничников А. П. Нелинейный характер формирования шейки в сплавах циркония // Прикладная механика и техническая физика. — 2009. — Т. 50 ,3. — С. 197-204.

153. Полетика Т. М., Пшеничников А. П., Гиреова С. JI. Неустойчивость пластического течения и формирование шейки в сплаве циркония // Физическая мезомеханика. — 2006. — Т. 9, Спец. Выпуск. — С. 99-102.

154. Poletika Т. М. и др. Unstable plastic flow in a technical zirconium alloys // Eurasian physical technical journal. — 2006. — V. 3 ,1. — P. 7-10.

155. Полетика T.M. и др. Неустойчивость пластического течения при формировании шейки в сплавах циркония // Прикладная механика и техническая физика. — 2006. — 3. — С. 141-149.

156. Вишняков Я. Д. и др. Теория образования текстур в металлах и сплавах. — Москва :Наука, 1979. — 342 с.

157. Строкатов Р. Д. Динамика мезоскопической структуры и сверхпластичность аустенитных сталей и сплавов: в кн. Физическая ' мезомеханика и компьютерное конструирование матеериалов, ч. 1. Новосибирск, Наука. Сиб отд-е, 1995, С. 208 240.

158. Засимчук Е.Э. Коллективные моды деформации, структурообразование и структурная неустойчивость: в кн. Кооперативные деформационные процессы и локализация деформации. Киев, Наукова думка, 1989, С.58 100.

159. Колачев Б. А. Физическое металловедение титана.— Москва Металлургия, 1976. ■— 184 с.

160. Херцберг Р. В. Деформация и механика разрушения конструкционных материалов. —Москва :Металлургия, 1989. — 576 с.

161. Нестерова Е. В., Рыбин В. В. Кристаллографический ПЭМ анализ сильнодеформированных структур методом одиночных рефлексов// Вопросы материаловедения. — 2003.— 1. — С. 151-164.