Организация пластической деформации монокристаллов ГЦК металлов и сплавов на разных масштабных уровнях тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

ЛЫЧАГИН ДМИТРИЙ ВАСИЛЬЕВИЧ

ОРГАНИЗАЦИЯ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ МОНОКРИСТАЛЛОВ ГЦК МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ НА РАЗНЫХ МАСШТАБНЫХ УРОВНЯХ

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Томск 2006

Работа выполнена в Государственном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Томский государственный архитектурно-строительный университет»

Научный консультант

доктор физико-математических наук, профессор Старенченко В.А.

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Глезер А.М.

доктор физико-математических наук, доцент Колубаев А.В.

доктор физико-математических наук, профессор Поляков В.В.

Ведущая организация:

Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург

Защита диссертации состоится 17 февраля 2006 г. в 14эо на заседании диссертационного совета Д 003.038.01 в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН по адресу: 634021, Томск, пр. Академический, 2/1

С диссертацией можно познакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН.

Автореферат разослан £ ОлуГаЛ- 2005

Ученый секретарь диссертационного совета доктор технических наук

О.В. Сизова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Установление закономерностей поведения металлических материалов под нагрузкой позволяет проводить на научной основе обработку материалов с целью получения изделий с комплексом заданных свойств, отвечающих эксплуатационным требованиям, и прогнозировать их изменение в процессе эксплуатации. Решение вопросов улучшения качества материалов напрямую связано с установлением взаимосвязи между их структурой и свойствами. Развитие современных представлений о пластической деформации, основанное на понимании процесса деформации как многоуровневого и иерархического, потребовало от исследователей новых подходов, связанных с необходимостью изучения пластической деформации на разных масштабных уровнях с учетом неоднородности протекания деформации. Методология многоуровневого подхода при рассмотрении процесса деформации становится общепризнанной. Ключевую роль здесь играют исследования, проводимые в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН. Новое научное направление — физическая мезомеханика призвана соединить усилия механиков и физиков по созданию единой концепции пластической деформации металлических материалов. В его основу положена концепция структурных уровней деформации твердых тел. Пластическая деформация рассматривается как единый иерархически связанный процесс развития трансляционных и ротационных мод деформации на всей совокупности уровней. Развитие этого направления требует дальнейшей детализации структурных элементов на разных масштабных уровнях. Прежде всего, это касается деформации монокристаллов, где иерархия является проявлением процесса самоорганизации. Само понятие организация подразумевает строение и взаимодействие дифференцированных и взаимосвязанных частей целого в их иерархической соподчиненности. В связи с этим фундаментальной задачей является изучение организации пластической деформации на разных масштабных уровнях, определение иерархической соподчиненности и взаимовлияния процессов, протекающих на каждом из этих уровней, эволюции структурных элементов при различных условиях деформации и способах на-гружения.

Существующие исследования дают основание полагать, что при различных способах деформации могут возникать характерные для каждого способа на-гружения масштабно-структурные уровни. В реальных конструкциях материал испытывает самые разнообразные сложные нагружения, приводящие к возникновению сложнонапряженного состояния. К настоящему времени невозможно в общем случае дать ответ на вопрос о'формировании масштабно-структурных уровней пластической деформации, которые включали бы как сложнонапря-женное состояние, так и структурные характеристики материала. По этой причине в предлагаемой работе выбран один из наиболее простых способов деформации - одноосное сжатие. Использован наиболее простой объект исследования - чистые металла и твердые растворы в монокристаллическом состоянии. Несмотря на столь существенную простоту эксперимента, оказывается, что даже в этом случае деформируемый объект — монокристалл является многоуровневой иерархической системой.

За последние два десятилетия проделана большая работа по систематизации дислокационной структуры, формирующейся после активной пластической деформации, и показана связь типов дислокационной субструктуры и стадий кривых деформационного упрочнения. Значительный вклад в этом направлении внесен группой исследователей под руководством Коневой Н.А и Козлова Э.В., в которой автор принимал непосредственное участие. Работа, начатая Старен-ченко В.А. и Тепляковой Л.А., по систематизации деформационного рельефа, фрагментации деформации и локализации деформации в ГЦК монокристаллах при сжатии потребовала своего логического продолжения с целью установления организации пластической деформации на разных масштабных уровнях во взаимосвязи с превращениями в дислокационной подсистеме как структурного уровня деформации, выявления факторов, влияющих на морфологию деформационных доменов и локализацию деформации. Это определило актуальность темы исследования и цель работы.

Целью работы является экспериментальное исследование организации пластической деформации ГЦК металлов и сплавов на разных масштабных уровнях при сжатии.

Для решения намеченной цели и с учетом комплексного подхода для её достижения были поставлены следующие задачи:

1. Исследовать картину деформационного рельефа ГЦК монокристаллов на макро- и мезоскопическом масштабных уровнях и провести классификацию её структурных элементов.

2. Выявить факторы, определяющие морфологию первичных доменов сдвиговой деформации и локализацию деформации.

3. Изучить особенности протекания пластической деформации в монокристаллах высокосимметричных ориентировок с разными боковыми гранями и формой образца, и рассмотреть их влияние на вид кривых упрочнения.

4. Исследовать закономерности эволюции структурных элементов рельефа.

5. Выявить параметры, влияющие на организацию дислокационной подсистемы при различных температурах деформации и отжиге.

6. Установить взаимосвязь между параметрами, определяющими организацию ячеистой дислокационной субструктуры.

Данные задачи решены в ходе диссертационного исследования.

Предмет исследования — организация пластической деформации на разных масштабных уровнях.

Объектом исследования являются монокристаллы ГЦК металлов и твердых растворов, а также поликристаллические материалы. Материалы выбраны таким образом, чтобы проследить влияние энергии дефекта упаковки, твердора-створного упрочнения, перехода от моно- к поликристаллам, размера зерен. Использовались монокристаллы алюминия, никеля, меди, сплавов Си-12ат.%А1 и Ni3Fe в состояниях с дальним и ближним атомными порядками. Последний сплав исследовался также в поликристаллическом состоянии со средними размерами зерен 40, 120 и 450 мкм. Кроме этого для углубленного изучения ряда вопросов использовались поликристаллические медь, аустенитная сталь и сплав АМгб.

Методы и методика исследования. Для решения поставленных задач было проведено исследование дислокационной структуры и картины деформационного рельефа на разных масштабных уровнях моно- и поликристаллов ряда ГЦК металлов и сплавов методом оптической, растровой и просвечивающей микроскопии. Картина рельефа изучалась как после различных степеней деформации (преимущественно на всех боковых гранях образца), так и в непрерывном режиме видеосъёмки. Для определения ориентации монокристаллов, локальной разориентации областей и некоторых других характеристик использовался метод рентгеноструктурного анализа. Исследование механических свойств материалов проводилось при испытаниях на сжатие с непрерывной записью кривых упрочнения, а для определения локальной деформации использовался метод сетки.

Научная новизна. В представленной работе впервые проведено экспериментальное комплексное исследование организации пластической деформации на разных масштабных уровнях ГЦК монокристаллов с симметричными ориен-тациями осей сжатия и разной кристаллографической ориентацией боковых граней. Изучено влияние отклонения от высокосимметричных ориентировок на картину сдвига, а также особенности фрагментации для ориентации внутри стереографического треугольника. Полученные данные позволили установить ряд общих закономерностей фрагментации исследуемых монокристаллов, выявить факторы, влияющие на морфологию первичных доменов сдвига и локализацию деформации.

Анализ картины деформационного рельефа позволил выделить основные структурные элементы деформации и провести их классификацию в зависимости от масштаба. Изучение пространственной организации деформации дало возможность установить иерархию структурных элементов разного масштаба для исследуемых ориентаций монокристаллов. С уменьшением масштабного уровня степень влияния кристаллографических факторов уменьшается, а физических усиливается. Прослежено влияние энергии дефекта упаковки на организацию пластической деформации. Рассмотрена связь превращений в дислокационной подсистеме с процессами, протекающими на более высоких масштабных уровнях. Наряду с выявленными ранее уравнениями связи параметров ячеистой дислокационной субструктуры, установлены новые соотношения, связывающие геометрические характеристики ячеистой дислокационной субструктуры с плотностью дислокаций. Установлено влияние умеренных температур на субструктурные превращения при деформации и последующем отжиге.

Достоверность научных результатов и обоснованность выводов обеспечиваются корректностью постановки задачи, использованием современного комплекса методов исследования структуры материалов (картины скольжения на разных масштабных уровнях, проведением кристаллографического анализа с рассмотрением объёмной картины сдвига и дислокационной структуры), статистической обработкой результатов измерений, анализом литературных данных и их сопоставлением с результатами эксперимента.

Научная и практическая значимость. Представленная в работе классификация и иерархия элементов деформационного рельефа получена путем систе-

матизации и обобщения данных на ряде металлов и однофазных сплавов, что позволяет говорить о её общности для ГЦК монокристаллов, деформированных сжатием. Установленная соподчиненность формирования структурных элементов определяет организацию деформации на разных масштабных уровнях.

Анализ фрагментации деформации монокристаллов и факторов, определяющих морфологию первичных доменов сдвиговой деформации, объясняет формоизменение монокристаллов при сжатии в области умеренных степеней деформации. Выбранный в работе способ деформации сжатием позволяет использовать результаты исследований для таких широко применяемых видов обработки металлов давлением, как ковка и прокатка.

Полученные в работе экспериментальные результаты и проанализированные соотношения связи параметров дислокационных субструктур углубляют представления об организации и самоорганизации дислокационного ансамбля при деформации и отжиге. Они обладают достаточной общностью и хорошей повторяемостью, что позволяет рекомендовать их для использования в научных коллективах, занимающихся вопросами физики пластичности и прочности металлических материалов.

Использование результатов. Работа выполнялась в соответствии с координационным планом РАН по направлению 1.3 «Физика твердого тела» и тем научно-исследовательских работ: «Исследование структуры стали 12Х18Н10Т после различных режимов термообработки» (НИР с НПО «Полюс» г. Томск 1989-1990 гг.), «Электронномикроскопическое исследование структуры при усталостных испытаниях алюминиевых сплавов» (НИР с ОКТБ ФТИНТ АН УССР 1986-1987 гг.). Результаты научно-исследовательской работы применялись на Томском электротехническом заводе при отработке технологии штамповки изделий и контроля качества используемого сырья (1996 г.).

Основные положения и результаты диссертационной работы используются в учебном процессе в курсах «Материаловедение» и «Физические основы материаловедения», читаемых студентам в Томском государственном архитектурно-строительном университете, Юргинском филиале Томского политехнического университета и Омском государственном университете. Отдельные результаты исследований вошли в пособие, рекомендованное учебно-методическим объединением вузов РФ по образованию в области строительства: Волокитин Г.Г., Горленко Н.П., Гузеев В.В., Клопотов A.A., Козлов Э.В., Лычагин Д.В., Романов Б.П., Руднев В.Д., Саркисов Ю.С. Физико-химические основы строительного материаловедения // М.: Ассоциация строительных Вузов, 2004. - 192 с.

Положения, выносимые на защиту: 1. Иерархия структурных элементов пластической деформации ГЦК монокристаллов зависит от ориентации оси деформации. Деформация в доменах монокристаллов с ориентацией оси сжатия [001] в широком интервале деформаций идет по системе октаэдрических плоскостей. Для [110] монокристаллов характерно раннее образование вторичных доменов из мезополос, а для [111] монокристаллов — из макрополос. Морфология первичных доменов сдвиговой деформации в [001] и [110] монокристаллах ГЦК металлов и сплавов определяется крлсталлогеометрическим фактором, различием напряженного состояния в

соседних макрообластях монокристалла, деформированного сжатием с торцевым трением, количеством и расположением базовых макроскопических концентраторов напряжений.

2. Причинами, приводящими к локализации деформации на макро- и мезо-уровне в исследованных монокристаллах, являются: 1) наличие базовых концентраторов напряжений, 2) присутствие объема, в котором отсутствуют обратные напряжения от пуансонов испытательной машины (система плоскостей ок-таэдрического сдвига со всех сторон имеет выход на свободные боковые грани), 3) образование макро- и мезополос деформации. Места их расположения и формирования определяют области локализации деформации.

3. Возникающие при деформации на разных структурных уровнях сложнона-пряженные состояния приводят к развитию ротационных мод деформации. На макроуровне развитие ротационных мод деформации и массовое поперечное скольжение происходит на границе областей с разной схемой напряженного состояния. На мезоуровне II - в результате формирования макро- и мезополос деформации. На мезоуровне I ротационные моды деформации появляются при поляризации дислокационного ансамбля и образовании источников внутренних дальнодействующих полей напряжений.

4. Критическое значение плотности дислокаций определяет условия образования в локальных местах материала очередного типа дислокационной субструктуры как при деформации, так и при отжиге. Перераспределение дефектов происходит в направлении наиболее эффективной компенсации внутренних упругих полей напряжений и понижения упругой энергии ансамбля дислокаций. Этот процесс является движущей силой процесса организации дислокационного ансамбля.

5. Появление и эволюция структурных элементов на разных масштабных уровнях в монокристаллах ГЦК металлов и сплавов коррелирует с поведением кривых деформационного упрочнения.

6. Ячеистая дислокационная субструктура описывается соотношениями подобия, представляющими замкнутую систему уравнений. Геометрические характеристики ячеистой субструюуры функционально зависят от средней плотности дислокаций и плотности дислокаций в стенках ячеек и внутри ячеек.

Апробация работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях и семинарах: X, XI, XII, XIII, XV Международных и Всесоюзных конференциях по физике прочности и пластичности материалов (Куйбышев, 1983, 1986, 1989, 1992, Тольятти, 2003), Международных семинарах «Современные проблемы прочности» им. В.А. Лихачева (Великий Новгород, 1998, 1999, 2000, 2001, 2003); Международных конференциях и семинарах «Актуальные проблемы прочности» (Великий Новгород, 2002, Вологда, 2005); Всесоюзных семинарах «Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов» (Свердловск, 1984, 1987, 1990); VII Всесоюзном совещании по упорядочению атомов и его влиянию на свойства сплавов (Свердловск, 1983); I Всесоюзной конференции «Структура и свойства границ зерен» (Уфа, 1983); III, IV, V Школах по физике прочности и пластичности (Харьков, 1984, 1987, 1990); II, III, IV Республиканских конференциях «Субструктурное упроч-

нение металлов» (Киев 1984, 1987, 1990); VII, VIII, IX Международных конференциях по прочности металлов и сплавов (Монреаль, 1985, Тампере, 1988, Хайфа, 1991); VI Всесоюзной конференции «Физика разрушения» (Киев, 1989); I Всесоюзной школе-семинаре «Структурная и химическая неоднородность в материалах» (Киев, 1990); II семинаре «Структурные аспекты локализации деформации и разрушения» (Харьков, 1986); II Республиканской конференции «Субструктурное упрочнение металлов и дифракционные методы исследования» (Киев, 1985); Конференции по прочности материалов и элементов конструкций (Киев, 1988); Всесоюзном семинаре по дифракционным методам исследования искаженных структур (Череповец, 1988); Постоянных семинарах «Пластическая деформация сплавов и актуальные проблемы прочности сплавов и порошковых материалов» (Томск, 1982, 1983, Барнаул, 1985); Научно-технической конференции «Архитектура и строительство» (Томск, 2002); Семинаре «Кинетика и термодинамика пластической деформации» (Барнаул, 1988, 1992); X Международном коллоквиуме «Механическая усталость металлов» (Дрезден, 1989); VI Всесоюзной конференции «Текстура и рекристаллизация в металлах и сплавах» (Свердловск, 1991); II Всесоюзном симпозиуме по перспективным металлическим материалам (Москва, 1991); Республиканской научно-технической конференции «Совершенствование существующих и создание новых ресурсосберегающих технологий и оборудования» (Минск, 1991); I Международной школе «Физическое материаловедение» (Тольятти, 20Ó4); VI Международной конференции «Мезомеханика. Компьютерное конструирование перспективных материалов и технологий» (Томск, 2003); IV, V, VII Международных школах-семинарах «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах. Компьютерное моделирование» (Барнаул, 2000, 2001, 2003).

Структура и объём диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, шести глав, заключения и выводов, списка использованной литературы из 433 наименований и 5 приложений. Диссертация изложена на 472 страницах, включая 143 рисунков, 36 таблиц, списка использованной литературы и приложений.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, поставлена цель и задачи исследования, дается краткое содержание диссертационной работы, изложены основные положения, выносимые на защиту.

Первые три главы посвящены рассмотрению закономерностей образования доменов сдвиговой деформации, эволюции картины деформационного рельефа, неоднородности и локализации деформации в монокристаллах с симметричными ориентациями осей сжатия. Наиболее подробно представлены результаты анализа фрагментации алюминия и никеля.

На явление разбиения монокристалла на области с разной организацией сдвига при деформировании сжатием обращали внимание многие исследователи, но только в последнее десятилетие эти области были выделены, как самостоятельный объект физического исследования. Их стали называть доменами или фрагментами сдвиговой деформации. Начальная фрагментация сдвиговой деформации на макроуровне определена как первичная фрагментация.

При одних и тех же параметрах нагрузки (знак, величина, скорость и др.) на деформируемый материал могут действовать дополнительные факторы, которыми не всегда можно пренебречь. Одним из таких факторов является давно известное влияние силы контактного трения при деформации сжатием. Сила трения приводит к тому, что при сжатии в соседних макрообъёмах реализуется разная схема главных напряжений, а на их границах формируются участки неоднородных напряжений. В этом случае условия для сдвига в локальных объёмах деформируемого материала будут различаться (рис.1). Согласно С.И. Губкину, эта схема главных напряжений в процессе сжатия изменяется.

Неоднородное напряженное состояние в объеме образца ведет к появлению мест наиболее высокой концентрации напряжений, которыми в данном случае будут являться приторцевые ребра образца (базовые концентраторы напряжений). Октаэдрические плоскости, проходящие через концентраторы напряжений, первоначально идут по границам областей с разной схемой напряженного состояния, и являются основными плоскостями, делящими монокристалл на области, различающимися условиями протекания деформации.

Правильная геометрическая форма образцов в виде прямоугольного параллелепипеда предполагает вполне определенную кристаллографическую ориентацию октаэдрических плоскостей и направлений сдвига относительно оси нагружения, боковых граней и приторцевых ребер (рис.2,а-г). Поэтому для анализа морфологии первичных доменов необходимо учитывать кри-сталлогеометрический фактор. Он определяет ориентацию плоскостей окта-эдрического сдвига относительно базовых концентраторов напряжений (линейных или точечных), зоны приложения нагрузки (пуансонов испытательной машины) и свободных боковых граней. При этом в монокристалле при одноосном сжатии могут реализоваться три случая, влияющие на величину напряжения в зоне сдвига:

1. Плоскости сдвига не ограничены пуансонами. Обратных напряжений от пуансонов нет.

2. Плоскости сдвига ограничены с одной стороны. Здесь обратные напряжения односторонние от одного из пуансонов.

3. Плоскости сдвига ограничены с двух сторон пуансонами испытательной машины. В этом случае в зоне сдвига присутствуют обратные напряжения от обоих пуансонов.

Рис.1. Схема главных напряжений в локальных областях образца при сжатии и наличии торцевого трения

Рис.2. Кристаллографическая схема (а-г), схема фрагментации (<Э-з) и её наложение на схему экспериментально наблюдаемой картины сдвига (и-м), расположение одной из равнонагруженных систем октаэдрических плоскостей, неограниченных пуансонами испытательной машины (н-р)

Учет вышеперечисленных факторов позволяет предсказать морфологию первичных доменов деформации, сдвиг в которых осуществляется скольжением по системе октаэдрических плоскостей. Схема такого разбиения монокристаллов на домены представлена на рис.2,д-з. Экспериментально наблюдаемая картина сдвига хорошо соответствует теоретической схеме фрагментации для монокристаллов с ориентациями осей сжатия [001] и [110] (на рис.2,и-м на схему картины сдвига наложена теоретическая схема).

В монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] равнонагруженными являются четыре октаэдрические плоскости по два направления сдвига в каждой из них. Данные монокристаллы имели боковые грани {110} и {100} (рис.2,я,б). Обращает на себя внимание то, что в монокристаллах с боковыми гранями {110} можно выделить объём, в котором плоскости октаэдрического сдвига со всех сторон имеют выход на свободные боковые поверхности (случай 1, на схемах соответствующая область для одного семейства плоскостей затемнена) (рис.2,н). В этой области сдвиг осуществляется в направлении наименьшего сопротивления в сторону свободных боковых поверхностей в отсутствии обратных напряжений от пуансонов испытательной машины. В монокристаллах с кубическими боковыми гранями при hid <2 (h — высота образца, d — его ширина) такой объем выделить нельзя (рис.2,о), так как все плоскости с одной стороны ограничены пуансоном испытательной машины (случай 2). Такая разница в кристаллогеометрических условиях для сдвига оказывает влияние на неоднородность протекания пластической деформации. В первом случае наблюдается образование макропачек октаэдрических плоскостей локализованного сдвига, во втором случае макропачки сдвига не формируются. В макропачке деформация почти в два раза выше, чем средняя деформация монокристалла, а в при-торцевой области деформация наименьшая. В работе проведен анализ распределения компонент главных деформаций на грани и интенсивности деформации сдвига в главных деформациях, результаты сопоставлены с данными, полученными на поликристаллических материалах. Это позволило выявить общие закономерности неоднородности деформации в исследуемых образцах и выделить влияние анизотропии деформации на процесс локализации в монокристалле.

Организация сдвига во всем объёме должна удовлетворять условию сохранения сплошности материала. При равномерном сжатии [001] монокристалла согласованная деформация должна проходить сразу в нескольких элементарных объёмах. Различие в деформации соседних доменов вызывает аккомодационные процессы на их границе. Как показали наши эксперименты, в алюминии, деформированном при комнатной температуре, аккомодация обеспечивается массовым поперечным скольжением по границе доменов, а в никеле - образованием макрополос деформации.

С ростом степени деформации в рассматриваемых монокристаллах идет вторичная фрагментация, образуются мезополосы деформации и накапливаются разориентировки между доменами деформации и мезополосами, формируются разориентированные дислокационные субструктуры.

В ГЦК монокристаллах, имеющих ориентацию оси сжатия [110], равно-нагруженными являются две окта-эдрические плоскости (11Т) и (111) по два направления сдвига в каждой из них (рис.2,в,г). Смена ориентации боковых граней от (TlO) и (001) к (112) и (111) изменяет ориентацию плоскостей сдвига относительно этих граней, схему фрагментации (рис.2,ж,з) и симметрию картины сдвига (рис.2^г^и)- Видно, что и в том и в другом случае в центре образца существует объем, в котором плоскости этого семейства со всех сторон имеют выходы на свободные поверхности (рис.2,п,р) и в котором развиваются макропачки локализованного сдвига, аналогично [001] монокристаллам с боковыми гранями {110}.

(001)

Рис.3. Схема вторичной фрагментации деформации в исследованных [110] монокристаллах: а - е = 0,05, б — е « 0,16

Характерными элементами рельефа [110] монокристаллов являются мезо-полосы и мезо- и макроскладки. Системы мезополос формируются с малых степеней деформации и образуют вторичные деформационные домены (рис.3). Особенностью картины деформационного рельефа монокристаллов данной ориентации является формирование следов от сдвига по плоскостям с нулевым фактором Шмида (рассчитанным из предположения реализации схемы одноосного сжатия). Такие следы наблюдаются в приторцевой области, где реализуется схема сложного напряженного состояния (рис.2, п,р).

Ориентация трех равно-нагруженных плоскостей и шести направлений сдвига в [Til] монокристаллах показана на рис.4,а. В его объеме, при рассматриваемом соотношении высоты образца к ширине, уже нельзя выделить область, в которой плоскости {111} имели бы выходы на все боковые поверхности и при нагружении не контактировали с пуансонами испытательной машины. Напротив, теперь для каждого семейства октаэдри-

(111)

[ОТГ]

(110)

(1Т2)

Г>)

(112)

Рис.4. Схемы для [ill] монокристаллов с

боковыми гранями (1Т2) и (110): а - ориентации {111} плоскостей и <110> направлений, б — картины сдвига

ческих плоскостей выделяется объем, в котором плоскости с двух сторон (но не симметрично) ограничены торцами образца (случай 3). Сдвиг в таком объеме может быть затруднен. Наличие такого объема для всех равнонагруженных семейств плоскостей {111} позволяет предположить, что закономерности макрофрагментации и макролокализации сдвига в [111] монокристаллах будут иные, чем [001] и [НО] монокристаллах. Действительно, в данных монокристаллах деформация реализуется не сдвигом по семейству плоскостей октаэдрического скольжения, а образованием систем макро- и мезодефектов. Можно выделить системы характерных элементов макрорельефа в порядке уменьшения их масштаба: 1) системы макрополос деформации; 2) изогнутые полосы; 3) системы прямолинейных следов сдвига; 4) системы деформационных складок. Системы макрополос деформации являются наиболее яркой деталью картины деформационного рельефа. На свободных гранях монокристаллов наблюдаются три различных системы макрополос (рис.4,6), границы которых отклонены в интервале углов 4...10° от выходов октаэдрических плоскостей. Форма макродоменов в этом случае не связана с действием только одних систем октаэдрических плоскостей сдвига. Действие наиболее крупных доменов идентифицируется по образованию систем макрополос деформации.

В четвертой главе «Факторы, влияющие на макрофрагментацию и локализацию деформации» рассматриваются: 1) влияние на фрагментацию отклонения от высокосимметричных ориентировок; 2) фрагментация монокристаллов с ориентацией оси сжатия внутри стереографического треугольника; 3) влияние формы и размеров образца на картину сдвига и кривые деформации; 4) особенности картины сдвига при изменении схемы главных напряжений; 5) роль поверхности в зарождении сдвига и эволюции дислокационной структуры.

При отклонении от высокосимметричных ориентировок происходит увеличение фактора Шмида для одной системы скольжения и уменьшение для другой системы. Отклонение приводит к преимущественному сдвигу по отдельным системам. Морфология первичных доменов сдвиговой деформации меняется по сравнению с симметричным расположением плоскостей относительно оси сжатия. В монокристаллах с ориента-циями осей сжатия [001] и [110] формируется макропачка следов сдвига, образуя центральный домен сдвиговой деформации. Сдвиги по этой макропачке обеспечивают основное формоизменение образца. Другие деформационные домены располагаются вблизи пуансонов. Пересечения следов, принадлежащих разным доменам, наблюдаются на небольшом участке граней. Картина сдвига становится подобной картине, формирующейся при одиночном скольжении или близкой к ней ориентации.

II X/ III У^ \ IV___- III-MV t ! 1 1 J)_

... J

—► £ Рис.5. Схематическое изображение обобщенной кривой деформационного упрочнения ГЦК монокристаллов с симметричными ори-ентациями осей деформации

В [Til] монокристаллах отклонение ориентации оси деформации на несколько градусов от симметричной ориентации приводит к монопольному развитию одной системы макрополос деформации и искривлению образца, которое с ростом деформации усиливается. В этом случае на кривой деформации наблюдается переходной участок от III к IV стадии, обусловленный сдвиговой неустойчивостью монокристалла (рис.5). Деформация протекает при уменьшающейся внешней нагрузке, если изменение сечения, вызванное сдвигом, приведёт к уменьшению деформирующего усилия на ту же, либо большую величину, чем возрастание внешней нагрузки связанное с деформационным упрочнением. Потеря устойчивости образца и аналогичная переходная стадия наблюдается при преимущественном развитии одной системы плоскостей сдвига для других ориентации монокристаллов. Очевидно, что протяженность переходного участка от стадии III к стадии IV зависит от высоты монокристалла. Проанализирована стадийность кривых деформации монокристаллов с разным отношением высоты образца к ширине. В частности обнаружено, что протяженность переходного участка от стадии III к стадии IV существенно уменьшается с уменьшением h/d и при значениях h/d < 1 может вовсе не наблюдаться.

При рассмотрении влияния высоты образцов и их формы, отмечается, что при этом меняется морфология доменов деформации и условия возникновения макропачек сдвига: кристаллогеометрия ориентации плоскостей октаэдрическо-го сдвига, области локализации разных схем напряженного состояния, роль мест концентрации напряжений.

Изменение формы образцов может значительно увеличивать роль поверхности в пластической деформации материала. Её влияние на пластическую деформацию монокристаллов так же нельзя недооценивать. Зона сдвига на начальных этапах деформации имеет макроскопические размеры, сравнимые с размером монокристалла, и распространяется от поверхности вглубь материала или осуществляет выход сдвига на поверхность. В начале деформации это область более низкого сопротивления сдвигу и наиболее активной пластической деформации. В дальнейшем повышенная концентрация дефектов у поверхности может приводить к блокировке сдвига. Проведенные в работе эксперименты выявили, что локальная поверхностная деформация монокристаллов приводит к скольжению, которое идет по менее упрочненным местам.

Электронномикроскопический анализ дислокационной структуры показал, что плотность дислокаций у поверхности выше, и она убывает по мере удаления вглубь материала. При этом у поверхности образование новых типов субструктур идет опережающими темпами по сравнению с внутренними областями монокристалла, быстрее формируются разориентированные дислокационные субструктуры.

В пятой главе «Характерные элементы деформационного рельефа ГЦК монокристаллов и их эволюция» рассматривается существующая в литературе классификация элементов деформации, дается их классификация для исследуемых ориентации монокристаллов (табл.1), а также прослеживается эволюция макропачки следов сдвига, зоны сдвига и макрополосы деформации.

Таблица 1

Классификация структурных элементов деформации ГЦК монокристаллов

Элемент Строение Схема Длина, мм Ширина, мм

Образец Состоит из деформационных доменов 1Р «к" 11* ¿'ИДждСдИС! °Тр N¿4 ¡¡Ян 1 11 = 3...9 а = з

У -с И

Ш=1...3

Макропачка плоскостей сдвига Состоит из 2.. .4 деформационных доменов, образующих область локализации деформации 1 та / 1 / \ 1,0.. .5,0 0,4...4,0

Домен деформации домен сдвига (первичный) Одна система плоскостей сдвига "однородное" скольжение ¥/М 0,5...3,0 0,1...3

система ме-зопачек

1 вторичный домен деформации (вдд) Две и более систем плоскостей сдвига пересекающиеся системы вдд ж 0,1...0,5 0,1...0,3

массовое поперечное скольжение зяй!

Система макрополос 1...6 0,3...1,2

Система мезополос 0,3...1,0 0,5...2,0

Продолжение таблицы 1

Элемент Структуры Схема Длина, мм Ширина, мм

Поверхностные элементы Макроскладка Макроскопически некристаллографическое скольжение 1...3 0,1...0,5

Деформационная ме-зоскладка Макроскопически некристаллографическое скольжение 0,15... 1,00 0,005... 0,100

Структурные элементы внутридоменной области Макрополоса деформации Группы макроскопически некристаллографических пачек скольжения 1...6 0,015... 0,200

Мезополоса деформации Смещенные и искривленные линии скольжения 0,2...1,0 0,02... 0,10

Мезопачка плоскостей сдвига Пачка плоскостей сдвига мезоскопиче-ского масштаба ШВИЩ 0,5...3,0 0,01... 0,10

Плоскость сдвига (а) или пачка плоскостей скольжения (6) Крупная ступенька или группа ступенек на поверхности а) б) 0,03... 1,5 510"5... 15-Ю"5

Плоскость скольжения Микроступенька на поверхности 0,01...1,0 3-Ю"6... 40-10-6

Макропачки сдвига представляет собой систему параллельных плоскостей, по которым прошел сдвиг. Они формируются в области монокристалла, где плоскости сдвига не контактируют с пуансонами испытательной машины (рис.2,н,п,р). Для [001] монокристаллов алюминия с боковыми гранями {110} характерна макролокализация сдвига в двух из четырех возможных действующих семейств октаэдрических плоскостей, которая в этих пачках продолжает развиваться во всем исследованном интервале степеней деформации.

Эволюция с деформацией следов сдвига в макропачке характеризуется зависимостью расстояния ДА', между соседними следами от координаты следа в направлении, перпендикулярном линии следа (рис.6) (точка а соответствует положению первого следа в рассматриваемой системе). Из диаграммы следует, что при е = 0,05 большая часть следов сконцентрирована на участке шириной «700 мкм, а расстояния между ближайшими следами в этой центральной части пачки группируются в интервале значений 5... 15 мкм. Расположение центральной части соответствует участку непосредственного действия базового концентратора напряжений. Вне центральной части пачки — расстояния ДА' больше и увеличивается по мере удаления от центра. Быстрота увеличения расстояния между следами зависит от характера убывания поля напряжений от базового концентратора напряжений. При увеличении степени деформации макропачка расширяется более интенсивно в сторону свободной поверхности (в сторону точки а). Закономерности развития центральной части пачки и её периферии отличаются. В центральной части макропачки расстояние между следами, достигнув некоторого критического значения, далее мало изменяется. Расстояния между следами в этой части макропачки близко группируются около среднего значения. В периферийной части макропачки расстояние между следами, в целом, экспоненциально возрастает по мере удаления от центральной её части.

Наблюдается качественное подобие в картине следов сдвига на макро- и мезоуровнях, заключающееся в параллельной ориентации систем следов сдвига и скольжения внутри макропачки и домена сдвига. Рассмотрение тонкой картины скольжения позволяет выявить пачки следов скольжения. Тенденция к их образованию усили-

Рис. 6. Изменение расстояния между соседними следами в макропачке на грани (110) в монокристалле алюминия с ориентацией оси сжатия [001]:

а - е = 0,05; б-е = 0,11; в - е = 0,24

вается с уменьшением энергии дефекта упаковки, увеличением твердораствор-ного упрочнения и степени ближнего атомного порядка. В картине тонкого скольжения прослеживаются элементы рельефа, соответствующие образованию полос деформации и складок на более крупном масштабном уровне. Значения величины сдвига зависят от материала, кристаллографической ориентации монокристалла и увеличиваются с ростом деформации, в то время как расстояние между соседними следами скольжения уменьшается. Характер их распределения зависит от положения анализируемой области на грани.

Системы следов сдвига в [ill] монокристаллах образуются с самого начала пластической деформации от торцов образца по границе областей с разной схемой напряженного состояния и далее активно не развиваются, уступая место макрополосам деформации, как основному структурному элементу деформации. Их развитие дает максимальный вклад в формоизменение монокристаллов этой ориентации при сжатии. Формированию макрополос деформации в [001] монокристаллах никеля на боковых гранях {110} также предшествует образование грубых следов сдвига в этих областях. В дальнейшем в этих местах наблюдается отклонение следов сдвига от выходов октаэдрических плоскостей на поверхность грани. Величина этого отклонения увеличивается с ростом деформации и далее, начиная се« 0,25, происходит изменение характера структуры внутри макрополосы — в ней образуются фрагменты размером около 5 мкм. По обе стороны от макрополосы располагаются домены деформации с разным направлением в них следов сдвига. Анализ дислокационной структуры при е = 0,25 показал, что если в основном объёме материала наблюдается неразориен-тированная (рис.7,<3) и разориентированная (рис.7,г) ячеистые субструктуры, то в макрополосе преобладает разориентированная полосовая субструктура (рис.7,б). Наряду с разориентированной ячеистой и микрополосовой внутри макрополосы присутствует ячеисто-сетчатая субструктура (рис.7,в), что свиде-

б .1 мкм а 1 мм \ г ^ " " 1 мки^

в 1 мкм д' ^ 1 мкм^

Рис. 7. Схема картины деформационного рельефа на грани {110} (а) и дислокационная структура в локальных областях [001] монокристалла никеля (б- д), е = 0,25

тельствует о реализации двух механизмов превращения ячеистой субструктуры в полосовую, которые наблюдались ранее в сплавах Ni3Fe, Cu-Al и Cu-Mn. Один путь превращения связан с перестройкой ячеистой в ячеисто-сетчатую, а затем — в микрополосовую. Другой — с выстраиванием стенок ячеек вдоль границ микрополосы и накоплением в них избыточной плотности дислокаций. Одновременно в никеле происходит формирование фрагментированной субструктуры, которая в остальном объёме монокристалла образуется при более высоких степенях деформации.

Развитие поворотных мод деформации и связанных с ней путей диссипации энергии и релаксации напряжений обуславливают развитие этих процессов на совокупности структурных уровней (табл.2). Так, возникновение условий для ротационной деформации на макроуровне приводит к формированию макрополос деформации и мезополос на более низком масштабном уровне, а также способствует появлению разориентированных дислокационных субструюур, в процессе образования которых важную роль играет поперечное скольжение. Каждый из этих структурных уровней, релаксируя внешние напряжения, на следующем этапе деформации может являться источником неоднородных напряжений, для релаксации которых должен быть включен механизм ротационной пластичности, как правило, более мелкого масштаба. Возможность релаксации напряжений более эффективным способом в макроскопическом масштабе способствует меньшему упрочнению материала. Массовое образование макрополос в [lll] монокристаллах приводите деформации с меньшим коэффициентом деформационного упрочнения по сравнению с ориентациями [001] и [110].

Таблица 2

Способы релаксации неоднородных напряжений

Масштабный уровень Пример реализации

макро- мезо- микро- монокристалл и плоскость скольжения ориентация монокристалла и боковых граней размер макроструктурного образования

дислокационное скольжение превращения в дислокационной субструктуре

Массовое поперечное скольжение коррелированное поперечное скольжение неразориентиро-ванная ячеистая 1 фрагментирован-ная поперечное скольжение А1 {111} [001] {110} {100} 0,2 d

Макрополосы деформации (МПД) массовое поперечное скольжение внутри МПД неразориентиро-ванная^ячеистая разориентиро-ваиная^ячеистая микрополосовая Г + фрагментирован-ная поперечное скольжение Ni {1П5 Al, Ni, Си {111} [001]{110} [т.,] (110) (112) 0,01... 0,2 d ¿/-ширина образца

В шестой главе рассматривается «Организация дислокационного ансамбля». Приводится сложившаяся к настоящему моменту классификация дислокационных субструктур, последовательность их превращений и связь с кривыми деформации. Анализируются факторы, влияющие на организацию дислокационной подсистемы. Движущей силой этого процесса является стремление дислокационной субструктуры к понижению упругой энергии путем перераспределения дефектов, сопровождающееся компенсацией внутренних упругих полей. Одной из черт организации является наличие критического значения плотности дислокаций, определяющего условия образования в локальных местах очередного типа субструктуры с минимальной энергией междислокационного

т29з 0,278 0,166 0,171 0,216 0,170 0,314

Си-12%А1 12Х18Н10Т №3Ре 1\Ч3Ре Си № А1

БП ДП

-►

мДж

5 10 40 50 60 150 200 ЭДУ,—

Рис. 8. Последовательности превращений дислокационных субструктур в ГЦК металлах и сплавах с разной величиной энергии дефекта упаковки при температуре деформации 293 К

взаимодействия. Характер организации дислокационной структуры, в частности, определяется энергией дефекта упаковки. Наблюдаемая в исследуемых материалах последовательность дислокационных превращений при комнатной температуре деформации систематизирована в зависимости от энергии дефекта упаковки на рис.8.

Дислокационной субструктурой, наблюдающейся в ГЦК металлах и слаболегированных сплавах на стадии II кривых деформации, является ячеистая субструктура. Параметрами, характеризующими эту субструктуры являются: скалярная плотность дислокаций р, размер дислокационных ячеек Д ширина их стенок Н, плотность дислокаций внутри ячеек р,и в их стенках рс. Эти параметры изменяются в ходе пластической деформации и описывают её эволюцию, а соотношения между ними свидетельствуют о степени развитости ячеистой субструктуры. Некоторые из них закладываются в теории деформационного упрочнения.

Параметры ячеистой субструктуры связаны между собой. Одним из таких соотношений является соотношение Д. Л. Холта:

£» = Ср"1/2, (1)

второе соотношение предложено Д. Кульманн-Вильсдорф:

(2)

где Си/?- константы. Эти уравнения получили название соотношений подобия. В работе была проверена выполнимость этих соотношений и проанализированы коэффициенты этих соотношений (табл.3 и 4).

Из анализа табл.3 видно, что два фактора могут оказать серьёзное влияние на эволюцию ячеистой субструктуры и на поведение коэффициента С в соотношении (1): размер зерна поликристалла и температура деформации. С ростом размера зерна средний размер ячеек увеличивается. Для сплава №3Ре как в упорядоченном (ДП), так и в разупорядоченном (БП) состояниях, величина коэффициента С больше для монокристаллов, чем для поликристаллов. С ростом температуры деформации коэффициент С возрастает.

В чистых ГЦК металлах и сплаве М^Бе в состоянии с ближним атомным порядком коэффициент р имеет положительное значение, т.е. параметры ячеистой субструктуры Б и Н уменьшаются с деформацией в масштабе при сохранении пропорциональности между ними (табл.4). Это свидетельствует о выполнимости принципа подобия (соотношение (2)) при эволюции ячеистой ДСС и её высокой организации. В сплаве ЬГьБе с дальним атомным порядком, твердых растворах Си-А1 и Си-Мп соотношение подобия (2) не выполняется. В металлах величина ¡3 уменьшается с ростом температуры деформации, характеризуя уменьшение ширины стенок ячеек при увеличении размера ячеек (рис.9).

—■-1-■-г—1-1-'-1-—I---1-'-1—

О 100 200 300 400 500 600 700

т,к

Рис. 9. Зависимость р = НЮ от температуры деформации для [001] монокристаллы никеля

Таблица 3

Значения коэффициента С для ГЦК металлов и твердых растворов

Класс Материал Ориентация Температу- Значе- Источник

материала монокристалла, размер зерна поликристалла, мкм ра деформации, К ния коэф-фици- ритя Г1

Чистые Al - 293 10 Sevillano, Houttev, Aernoudt

металлы и AM%Mg - 293 10...12 Staker, Holt

малолеги- Ni - 293 10...15 Moin, Murr

рованные - 293 15 Murr

сплавы - ' 293 5,3...6,0 Barker, Hansen, Ralph

[001] 77,293,673 16, 19, Результаты автора

Cu 54 293...973 24 Staker, Holt

- 293 16 9,5 Sevillano, Houttev, Aernoudt

Твердые Ni3Fe 40 293 5 Результаты автора

растворы с 120 293 5

ближним 450 293 7

порядком, [001] 293 9 Конева, Козлов, Тришкина

аустенит- Cu-Al 60 293 2...5

ные стали (0...15% Al)

Cu-Mn 60 293 2...5 Конева, Козлов, Тришкина

(0... 18%Mn)

110Г13 20 293 5...7 Попова

сталь 304 _ 293 3,5...6,2 Moin, Murr

(18...28СГ,

8,5N¡, 0.6SÍ,

IMn, 0,055С

вес.%)

Упорядо- NijFe 40 293 16 Результаты автора

ченный 120 293 15

твердый 450 293 15

раствор [001] 293 19

Таблица 4

Значения коэффициента р

Материал Ориентация монокристалла или средний размер зерна, мкм Температура деформации, К Р Источник

Ni [001] 77. 273, 673 0,46; 0,28; 0,17 Результаты автора

160 293 . 0,41 Рубцов, Рыбин

Cu 500 293 0,5 Knosen, Kritzinger

50...100 77...673 0,25...0,03 Warrington

Ni3Fe, БП 40, 120,450, [001] 293 0,37 Результаты автора

Cu-Al, 60 293 -(0,30...0,40) Конева, Козлов,

Cu-Mn Тришкина

Наряду с соотношениями подобия, известными из литературы, экспериментально установлены новые соотношения (3) — (6):

Н = Крл1\ (3)

О = А0 + А, дГ,/2, (4)

Я =В0 + В, р-ш, (5)

Е = рс //?„, (6)

^ = а/<Р>. (7)

где К, А0,Аи В0 ,ВЪЕ\1 константы.

Соотношение (3) выполняется для никеля (рис.10,я), а для сплава №3Ре только в случае ближнего порядка (рис.10,6). Установлено, что величина коэффициента К уменьшается с ростом температуры деформации, и его значения для монокристаллов выше, чем для поликристаллов. Здесь также надо обратить внимание на тот факт, что величина коэффициента К больше для ячеистой субструктуры (данные по никелю), чем для ячеисто-сетчатой (данные для сплава №3Ре с ближним порядком).

0,12

0,10

0,08

2 0,06 Ж

0,04 0,02

б

БП . ■

* V/ * * * • 40 мкм 120 мкм

А ▼ 450 мкм [001]

0,00

0,45 0,50

0,55 0,60 0,65 0,70 0,75

-1/2 .„-5

р ,Ю, см

Рис.10. Зависимость ширины стенок ячеек от р""2 [001] монокристаллов никеля (а) и сплава №3Ре в состоянии ближним атомным порядком (б) (температуры деформации никеля, размер зерна и ориентация монокристаллов сплава №3Ре указаны на графиках)

Соотношений (4) и (5) для ячеистой субструктуры монокристаллов никеля удовлетворительно выполняются для всех исследованных температур деформации (рис.11). Величина коэффициентов этих уравнений проявляет температурную зависимость. При этом можно отметить следующие закономерности:

1. При одной и той же средней плотности дислокаций в стенках ячеек, чем выше температура деформации, тем больше размер ячеек.

2. При одинаковом размере ячеек плотность дислокаций в стенках выше при более высокой температуре.

3. При одной и той же средней плотности дислокаций в стенках ячеек ширина их тем больше, чем ниже температура деформации.

4. При одинаковой средней ширине стенок плотность дислокаций в стенках тем выше, чем ниже температура деформации.

-1/2

Рис.11. Зависимости D (а) и Н (б) от рс для [001] монокристаллов никеля, деформированных при 77,293 и 673 К

Увеличение деформации способствует не только изменению геометрических параметров ячеистой субструктуры и средней плотности дислокаций, изменяется также плотность дислокаций внутри ячеек р„ив стенках ячеек рс. При этом отношения рс /р„ и рс /<р>изменяются во вполне определенных пределах. Значения рс/р„ и рс /<р> для разных материалов сведены в табл.5.

Таблица 5

Экспериментальные значения рс/р„и рс/<р >

Материал Ориентация монокристалла или средний размер зерна поликристалла, мкм рс/р» Рс/<Р> Источник

Ni [001] 6...17 1,5...5 Результаты автора

31 - 1,35 Рубцов, Рыбин

Си 500 - 1,67 Knosen, Kritzinger

54 - 5 Staker, Holt

15...20 - 5 Bailey

Ag 12 - 5 Bailey, Hirsch

NijFe [001], 40, 120,450 Результаты автора

дп 3...5,3 1,8

БП 2,8 1,5

По нашим данным, величина отношения рс /р„ для монокристаллов никеля уменьшается от 17 до 6, а рс /<р> от 5 до 1,5 с повышением температуры и степени деформации. Отношение плотности дислокаций в стенках ячеек к плотности дислокаций внутри ячеек для сплава №3Рс с дальним атомным порядком составляет 5,3 на стадии хорошо развитой ячеистой структуры и 3 - на стадии её разрушения. Для ячеисто-сетчатой субструктуры сплава 1чП3Ре с ближним атомным порядком это отношение составляет 2,8. Обнаруженная закономер-

ность позволяет разделить ячеистую субструктуру на хорошо выраженную с коэффициентом больше 5, слабо выраженную ячеистую или ячеисто-сетчатую субструктуру с коэффициентом около 3 и однородную сетчатую субструктуру, для которой это соотношение близко к 1. Следовательно, отношение рс /р„ определяет степень развитости ячеистой субструктуры, а отношение рс /<р> характеризует критическую величину плотности дислокаций в стенках ячеек, которую она может достигать при данной средней плотности дислокаций.

Соотношения (1)-(7) представляют замкнутую систему уравнений, связывающих между собой геометрические параметры ячеистой субструктуры и плотности дислокаций (среднюю по объему, в стенках ячеек и внутри ячеек). Уравнения (1), (3)-(5) показывают, при каком значении плотности дислокаций могут происходить качественные изменения ячеистой субструктуры, а коэффициенты определяют интенсивность формирования ячеистой субструктуры при увеличении плотности дислокаций с деформацией. Кроме этого, наличие функциональной связи между размером ячеек и плотностью дислокаций дает возможность связать процессы в стенках ячеек и внутри ячеек с процессами упрочнения. Уравнение (2) устанавливает зависимость между величинами £ и Н, а коэффициент р показывает, какую часть размера ячеек составляют их стенки или объёмную долю материала, занятую стенками ячеек.

ГЦК материалы после умеренных степеней деформации формируют субструктуры, различающиеся характером распределения дислокаций, устойчивостью их конфигураций и величиной энергии упругого поля, при этом ячеистая субструктура обладает наименьшей энергией. Формирующийся при деформации дислокационный ансамбль имеет разную термическую стабильность. В работе исследовались превращения в ячеистой, ячеисто-сетчатой и сетчатой дислокационных субструктурах при отжиге. Установлено, что наиболее высокая термическая стабильностью у низкоэнергетической ячеистой субструктуры. Следует отметить несколько более высокую термическую стабильность ячеистой субструктуры упорядоченных сплавов, связанную с дополнительными механизмами блокировки дислокаций и восстановлением при отжиге разрушенного деформацией дальнего порядка. Сетчатая субструктура имеет более высокую энергию, чем ячеистая и обладает не только меньшей прочностью, но и плотностью дислокационных барьеров, а также более высоким уровнем дальнодейст-вующих напряжений. Релаксация последних способствует перемещению дислокаций и, следовательно, более легкому протеканию возврата. В результате при нагреве энергия такой субструктуры эффективно уменьшается. Ячеисто-сетчатая субструктура, имея промежуточные значения энергии между ячеистой и сетчатой, проявляет среднюю активность при возврате, в процессе которого не только уменьшается плотность дислокаций, но и дальнодействующие поля напряжений большой длины волны.

Организация дислокационной структуры при отжиге идет по пути уменьшения энергии дислокационного ансамбля, которая складывается не только из энергии дислокационных конфигураций, образующихся при активной пластической деформации, но и из энергии внутренних дальнодействующих полей напряжений, снижение последних является основной движущей силой протека-

ния статического возврата. В связи с этим дислокационные субструктуры, формирующиеся при умеренных степенях деформации, располагаются по убыванию термической устойчивости в следующем порядке: ячеистая субструктура упорядоченных сплавов, ячеистая субструктура чистых металлов, ячеисто-сетчатая, а затем и сетчатая субструктура.

В заключении приводятся основные результаты и выводы, дается общая картина деформации в исследуемых монокристаллах с иерархией структурных элементов деформации в зависимости от масштаба, рассматривается взаимосвязь превращений на разных масштабных уровнях и стадийности кривых деформации.

Для монокристаллов с ориентацией оси сжатия [001] и [110] промежуточными структурными уровнями между зоной сдвига и доменом деформации являются мезо- и макропачки сдвига, деформация в которых также обусловлена октаэдрическим скольжением. Продолжающаяся деформация приводит к тому, что картина рельефа усложняется, по границам первичных доменов формируются вторичные домены, образованные пересекающимися плоскостями скольжения, макро- и мезополосами деформации. В последнем случае наиболее вероятно образование систем мезополос у рассматриваемых ориентаций монокристаллов. Интенсивно развиваются поворотные моды деформации, что проявляется в разориентации макро- и мезополос относительно соседних областей материала, а в дислокационной структуре — в переходе от неразориентированных субструктур к субструктурам с разориентировками. В монокристаллах с ориентацией оси сжатия [111] образование нового структурного уровня происходит очень рано и проявляет себя в формировании систем макрополос деформации, которые определяют области существования доменов до значительных степеней деформации.

Накопление дефектов приводит к формированию новых типов дислокационных субструктур, способных релаксировать напряжения поляризующегося дислокационного ансамбля. Моментные напряжения разных масштабов и деформация доменов обуславливают включение новых путей релаксации напряжений и компенсации несовместности деформации. В иерархии структурных элементов появляются образования в виде микрополос разориентации на уровне дислокационного ансамбля и мезополос деформации на более крупном масштабном уровне. Наблюдающиеся в монокристалле структурные элементы деформации выстраиваются в зависимости от масштаба по схеме, представленной на рис. 12.

Упрочнение материала реализуется механизмами, локализованными на атомно-дислокационном уровне, уровнях дислокационного ансамбля и зерен поликристалла. На более высоких структурных уровнях в монокристаллах проявляется роль кристаллографии скольжения (ориентации плоскостей сдвига относительно оси деформации и боковых граней монокристалла), конфигурации образца, особенностей нагружения. Это отражается в распределении макронапряжений и определяет области макролокализации деформации. Переход к макроуровню позволяет описать формоизменение монокристаллов и выделить области, различающиеся условиями деформации.

Размеры, мм 3...10

1...3

io-'...з

10"2...3

10 2...1

10"3...1

10"5...1

ЮЛ.ЛО"1

Образец Домен деформации

Внутридоменная область [001] ^ [110]

ШП

Система плоскостей сдвига

Система макрополос

Область пересечения плоскостей сдвига

Граница домена

I

Мезополоса

деформации *

Зона сдвига

Элементарное скольжение

Рис.12. Масштабная иерархия структурных элементов деформации ГЦК монокристаллов с симметричными ориентациями осей сжатия

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Изучены детали картины деформационного рельефа на разных масштабных уровнях .монокристаллов ГЦК металлов и однофазных твердых растворов. Проведена классификация её структурных элементов, основными из которых являются следы скольжения и сдвига, макро- и мезопачки следов сдвига, макро- и мезополосы деформации, макро- и мезоскладки. Построена иерархия масштабных и структурных уровней деформации.

2. Установлено, что общей чертой организации деформации на макроуровне является первичная макрофрагментация сдвиговой деформации с образованием доменов сдвига. В монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001], [110] и [1.8.12] деформация в первичных доменах осуществляется преимущественно

сдвигом по одной системе октаэдрических плоскостей. В монокристаллах с ориентацией оси сжатия [111] формируются деформационные домены, состоящие из систем макрополос деформации. Характерной чертой первичной макрофрагментации является разная активность деформационных доменов.

3. Выявлено, что морфология первичных доменов, деформация в которых осуществляется сдвигом по системе октаэдрических плоскостей, определяется кристаллогеометрическим фактором, различием напряженного состояния в соседних объёмах монокристалла, деформированного сжатием при наличии торцевого трения и расположением базовых макроскопических концентраторов напряжений. Показано, что деформация таких доменов хорошо описывает формоизменение образцов.

4. С ростом степени деформации в местах стыка первичных доменов формируются вторичные деформационные домены.

5. Обнаружено, что в монокристаллах с ориентацией оси сжатия [110] в при-торцевой области образуются системы следов сдвига, которые принадлежат к октаэдру с нулевым фактором Шмида, рассчитанном в предположении реализации схемы одноосного сжатия. Это указывает на необходимость учитывать в этой области тензорный характер напряжения при анализе напряжения сдвига.

6. Сдвиговая деформация сопровождается появлением разориентировок на всех структурных уровнях: первичные и вторичные домены, макро- и мезополо-сы деформации, дислокационные субструктуры с разориентировками. Наиболее интенсивно разориентации появляются и накапливаются в областях со значительными неоднородными напряжениями. Данный эффект наиболее ярко проявляется на границе областей с разной схемой главных напряжений при деформации сжатием и наличии торцевого трения. Неоднородные напряжения возрастают с деформацией при накоплении плотности дислокаций и поляризации дислокационного ансамбля, что способствует образованию разориентирован-ных дислокационных субструктур.

7. Обнаружено, что на границе областей с разной схемой главных напряжений наиболее активно развивается поперечное скольжение в [001] монокристаллах алюминия и образуются макрополосы деформации в [001] монокристаллах никеля и [111] монокристаллах алюминия, никеля и меди. В [001] монокристаллах никеля макрополосы играют аккомодационную роль в деформации соседних деформационных доменов. В [111] монокристаллах они обеспечивают формоизменение образца при сжатии.

8. Выявлены основные причины, приводящие к локализации деформации исследованных монокристаллов на макро- и мезоуровне: 1) наличие и расположение мест концентрации напряжений; 2) присутствие объема, в котором система октаэдрических плоскостей сдвига со всех сторон имеет выход на свободные боковые поверхности, 3) образование макро- и мезополос деформации. На характер локализации деформации влияет протяженность концентратора напряжения, действующего в зоне сдвига, которая зависит от кристаллогеометриче-ского расположения октаэдрических плоскостей сдвига в образце и определяется ориентацией оси сжатия и кристаллографической ориентацией боковых граней, и, естественно, зависит от формы образца. Возможность «свободного»

сдвига в сторону боковых граней обусловливает формирование макропачек сдвига, деформация в которых постоянно идет опережающими темпами по сравнению с остальным объёмом материала.

9. Проанализированы закономерности эволюции с деформацией макропачки следов сдвига. Она состоит из двух областей различающихся кинетикой своего развития: центральной и периферийной. Развитие центральной части определяется действием базового макроконцентратора напряжений, а периферии - зависит от характера уменьшения поля напряжений по мере удаления от концентратора.

10. Установлено, что организация деформации на макро- и мезоуровне в сочетании с механизмами пластической деформации на уровне дислокационной подсистемы хорошо коррелирует со стадийностью кривых деформации. На уровне дислокационной подсистемы подтверждена, установленная ранее на других материалах, взаимосвязь типов формирующихся дислокационных субструктур и стадий кривых деформационного упрочнения. Показано, что уменьшению коэффициента деформационного упрочнения на стадии II способствует активное образование макрополос деформации и интенсивное протекание поперечного скольжения. Определено, что преимущественная деформация одного домена сдвига, макропачки сдвига, системы макрополос приводит к потере устойчивости монокристалла и формированию переходной стадии от стадии III к стадии IV на кривых деформации. Проанализировано влияние размерного фактора.

11. Выявлены основные закономерности организации дислокационной подсистемы, заключающиеся в коррелированном изменении её параметров с деформацией. Проверена выполнимость основных соотношений, связывающих между собой плотность дислокаций и геометрические параметры ячеистой субструктуры, формирующейся в ГЦК металлах и сплавах твердых растворов. Они показывают, при каких значениях плотности дислокаций могут происходить качественные изменения ячеистой субструктуры. Коэффициенты, входящие в эти уравнения, определяют интенсивность формирования ячеистой субструктуры при увеличении плотности дислокаций с деформацией. Рассмотрено поведение коэффициентов с увеличением температуры деформации, переходом от моно- к поликристаллическому состоянию, изменением размера зерен, твердораствор-ным упрочнением. Показана высокая роль самоорганизации процесса формирования ячеистой субструктуры.

12. Установлена последовательность превращений неразориентированных дислокационных субструктур при отжиге для материалов с разной величиной энергии дефекта упаковки: ячеистая — ячеисто-сетчатая - сетчатая субструктура — субструктура с хаотически распределенными дислокациями. Обнаружено, что наиболее высокой термической стабильностью при отжиге обладают низкоэнергетические неразориентированные субструктуры. Границы зерен способствуют более быстрому уменьшению плотности дислокаций и тем самым делают субструктуры в поликристаллах термически менее стабильными, чем в монокристаллах.

13. Выявлен ряд закономерностей влияния поверхности на субструктурные превращения: 1) блокировка поверхностных источников локальной поверхностной деформацией, 2) опережающее развитие субструктур у поверхности, 3) изменение характеристик субструктур по мере удаления от поверхности.

14. Особенности организации дислокационной подсистемы связаны с неоднородностью деформации на каждом масштабном уровне. На мезоуровне I организация дислокационной подсистемы определяется соотношениями подобия и параметрами субструктурных переходов. На мезоуровне II на неё оказывает влияние организация деформации в макропачках сдвига и макро- и мезополосах деформации, а также в зернах поликристаллов. На макроуровне на характер организации дислокационного ансамбля влияет схема главных напряжений и расположение мест концентрации напряжений.

Основное содержание работы представлено в следующих публикациях:

1. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Теплякова Л.А., Козлов Э.В. Развороты кристаллической решетки и стадии пластической деформации // Экспериментальное исследование и теоретическое описание дисклинаций. - JI.: Изд-во ЛФТИ, 1984. — С. 161 - 167.

2. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Жуковский С.П., Козлов Э.В. Эволюция дислокационной структуры и стадии пластического течения поликристаллического железо-никелевого сплава//ФММ. - 1985.-Т. 60,вып.1.-С. 171 - 179.

3. Koneva N.A., Lychagin D.V., Trishkina L.I., Kozlov E.V. Types of dislocation substructures and stages of stress-strain curves of FCC alloys // Strength of Metals and Alloys: Proceed, of 7th International Conference - NY: Pergamon Press, 1985.- V. 1. - P. 21 - 26.

4. Koneva N.A., Teplyakova L.A., Lychagin D.V., Abzaev Yu.A., Kunitsina T.S., Paul A.V., Popova N.A., Kozlov E.V. Experimental investigation of stress dependence on the dislocation density of FCC alloys // Strength of Metals and Alloys: Proceed, of 7th International Conference- NY: Pergamon Press, 1985 - V. 1.- P.27-32.

5. Конева H.A., Лычагин Д.В., Теплякова Л.А., Козлов Э.В. Дислокационно-дисклинационные субструктуры и упрочнение // Теоретическое и экспериментальное исследование дисклинаций.-Л.: Изд-во ЛФТИ, 1986 - С. 116- 126.

6. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Перевалова О.Б., Жуковский С. П. Влияние размера зерна на дислокационную структуру сплава Ni3Fe // Пластическая деформация сплавов. -Томск: Изд-во ТГУ, 1986. - С. 120 - 132.

7. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Тришкина Л.И., Козлов Э. В. Накопление дефектов, запасенная упругая энергия и самоорганизация субструктуры // Физические аспекты прогнозирования разрушения и деформирования гетерогенных материалов. — Л.: Изд-во ЛФТИ, 1987.-С. 20-36.

8. Теплякова Л.А., Конева Н.А., Лычагин Д.В., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Эволюция дислокационной структуры и стадии деформационного упрочнения монокристаллов упорядоченного сплава Ni3Fe с ориентацией [001] // Изв. Вузов, Физика.- 1988— №2. -С. 18-24.

9. Козлов Э.В., Лычагин Д.В., Попова Н.А., Тришкина Л.И., Конева Н.А. Дальнодейст-вующие поля напряжений и их роль в деформации структурно-неоднородных материалов // Физика прочности гетерогенных материалов. - Л.: Изд-во ЛФТИ, 1988. - С. 3 -13.

10. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Теплякова Л.А., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Полосовая субструктура в ГЦК однофазных сплавах // Дисклинации и ротационная деформация твердых тел.-Л.: Изд-во ЛФТИ, 1988.-С. 103-113.

11. Koneva N.A., Lychagin D.V., Teplyakova L.A., Kozlov E.V. Parameters of dislocation structures and factors determining flow stress at stages Ш and IV // Strength of Metals and Alloys: Proceed, of 8,b International Conference. - NY: Pergamon Press, 1988. - V. 1. - P. 385-390.

12. Гавриляко A.M., Гринберг Н.М., Сердюк В.А., Лычагин Д.В., Козлов Э.В. Циклическое упрочнение сплава АМгб в вакууме при комнатной и низкой температуре // Металлофизика. - 1988. - Т. 10, № 4.-С. 36-42.

13. Гавриляко A.M., Гринберг Н.М., Сердюк В.А., Лычагин Д.В., Козлов Э.В. Циклическое упрочнение и эволюция дислокационной субструктуры сплава АМгб в высокоамплитудной области // Металлофизика. -1989. -Т.11, №3. - С. 83-88.

14. Конева Н.А., Жуковский С.П., Лапскер И.А., Лычагин Д. В., Перевалова О.Б., Тришкина Л.И., Козлов Э.В, Роль внутренних поверхностей раздела в формировании дислокационной структуры и механических свойств в однофазных поликристаллах // Физика дефектов поверхностных слоев материалов. - Л.: Изд-во ЛФТИ, 1989. - С. 113 - 131.

15. Grinberg N.M., Gavrilyako A.M., Serdyuk V.A., Lychagin D. V., Kozlov E.V. Peculiarities of cyclic hardening of aluminum alloy AMg6 in vacuum // Mechanical Fatigue of Metals: Proceed, of 10th International Colloquium. - Dresden: K.F.W. Wader, 1989. - V.l. - P. 26-30.

16. Гавриляко A.M., Гринберг H.M., Сердюк B.A., Лычагин Д.В., Козлов Э.В. Влияние вакуума на циклическое упрочнение и формирование дислокационной субструктуры в алюминиевом сплаве АМгб // Металлофизика-1990. — Т. 12, № 3. - С. 78 - 84.

17. Козлов Э.В., Конева Н.А., Лычагин Д.В., Тришкина Л.И. Самоорганизация и фазовые переходы в дислокационной подсистеме // Физические проблемы прочности и пластичности материалов.-Самара: Изд-во СПИ, 1990.-С.20- 33.

18. Козлов Э.В., Конева Н.А., Тришкина Л.И., Лычагин Д.В. Дальнодействующие поля напряжений, кривизна-кручение кристаллической решетки и стадии пластической деформации. Методы измерения и результаты // Новые методы в физике и механике деформируемого твердого тела. - Томск: Изд-во ТГУ, 1990. - С. 83 - 93.

19. Grinberg N.M., Serdyuk V.A., Gavrilyako A.M., Lychagin D.V., Kozlov E.V. Cyclic hardening and substructure of Al-Mg alloy // Mater. Sci. and Eng.- 1991 -A138.-P.49-61.

20. Перевалова О.Б., Конева H.A., Лычагин Д.В., Козлов Э.В. Эволюция с деформацией кривизны-кручения кристаллической решетки вблизи стыков зерен и фасеток специальных границ в поликристаллическом ГЦК сплаве с ближним и дальним атомным порядком // Латвийский журнал физики и технических наук. - 1991. - №5. - С. 58 - 63.

21. Koneva N.A., Trishkina L.I., Lychagin D.V., Kozlov E.V. Self-organization and phase transition in dislocation structure//Strength of Metals and Alloy: Proceed, of 9' International Conference.- London: Fruid Pubi. Company LTD, 1991- P. 15 7-164.

22. Козлов Э.В., Теплякова Л.А., Попова H.A., Иванов Ю.Ф., Лычагин Д.В., Игнатенко Л.Н., Конева Н.А. Полосовая субструктура и структура пакетного мартенсита. Сопоставление путей эволюции // Изв. Вузов, Физика. - 1992. - № 10. - С.13 - 19.

23. Ямпольская Л.И., Сизоненко Н.Р., Лычагин Д.В. Возврат и фазовые превращения в стали 1Х18Н9Т // Эволюция дислокационной структуры, упрочнение и разрушение сплавов. - Томск: Изд-во ТГУ, 1992. - С. 94 - 106.

24. Lychagin D.V., Klopotov А.А. The control of alloys on bases measuring electrical conductivity and analysis of changing substructure after thermal treatment II Trends in NDE Science and Technology: Proceed, of 14lh World Conference on Non-Destructive Testing.-New Delhi: Ashgate Publishing Company, 1997,- V. 3. - P. 1667 - 1672.

25. Клопотов A.A., Потекаев А.И., Лычагин Д. В., Иванов Ю.Ф., Перевалова О.Б., Гир-сова Н.В., Козлов Э.В. Эволюция дислокационной структуры и её связь со стадийностью кривых деформационного упрочнения сплава Ti50Ni47Fe3 // ФММ,- 1997 - Т. 83, № 1.-С. 104-108.

26. Кащенко М.П., Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Пауль А.В. Ориентировка границ плоских полос сдвига в монокристаллах Ni3Fe II Изв. Вузов, Физика. — 1997. - №8. - С. 62-67.

27. Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Шаехов Р.В., Кащенко М.П. Картина сдвига в монокристаллах алюминия при плоском нагружении в канале // Современные проблемы прочности. Труды II Международной конференции им. В.А. Лихачева. - Новгород: Изд-во НовГУ, 1998.-Т. 1.-С. 63-67.

28. Старенченко В.А., Лычагин Д.В., Шаехов Р.В., Козлов Э.В. Влияние температуры испытания на эволюцию дислокационной структуры монокристаллов никеля с ориентацией оси сжатия [001] // Изв. ВУЗов, Физика. - 1999,-№7.-С. 71-77.

29. Лычагин Д.В., Конева H.A. Термическая стабильность дислокационных субструктур сплава Ni3Fe // Современные проблемы прочности. Труды III Международной конференции им. В.Л. Лихачева. - Новгород: Изд-воНовГУ, 1999. - Т.1. - С. 136- 140.

30. Конева H.A., Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Сравнительный анализ свойств сетчатой и ячеистой дислокационных субструктур. Параметры скольжения и упрочнения // Современные проблемы прочности: Труды III Международной конференции им. В.А. Лихачева.- Новгород: Изд-во НовГУ, 1999.-Т.1- С.166 - 176.

31. Соснин О.В., Громов В.Е., Козлов Э.В., Коновалов C.B., Коваленко В.В., Иванов Ю.Ф., Кузнецов И.В., Целлермаер В.Я., Попова H.A., Медведев М.В., Семакйн Е.В., Иг-натенко Л.Н., Лычагин Д.В. Электростимулированная малоцикловая усталость // М.: Изд-во «Недра коммюникейшинс ЛТД», 2000. — 208 с.

32. Старенченко В.А., Лычагин Д.В. Геометрический эффект в упрочнении и локализации деформации ГЦК-монокристаллов // Физическая мезомеханика. — 2000 -Т. 3, № 2-С. 47 - 54.

33. Лычагин Д.В., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Влияние температуры деформации на ячеистую субструктуру монокристаллов никеля с ориентацией оси сжатия [001] // Современные проблемы прочности: Труды IV Международной конференции им. В.А. Лихачева. - Новгород: Изд-во НовГУ, 2000. - С. 174 - 178.

34. Kozlov E.V., Koneva N. A., Lychagin D.V., TrishkinaL.I. Ro!e of internal stress fields at various stages of strain hardenig // Physics of Metals and Metallography. - 2000. - V. 90, suppl. 1. - P. S59 - S67.

35. Kozlov E.V., Koneva N.A., Teplyakova L.A., Lychagin D.V., Trishkina L.I. Contact and barrier dislocation resistance and their effect on characteristics of slip and work hardening // Mater. Sei. and Eng.- 2001.-V. A319-321.-P. 261 -265.

36. Теплякова Л.А., Шаехов P.B., Лычагин Д.В. Макролокализация сдвига при активном нагружении монокристаллов алюминия // Современные проблемы прочности: Труды V Международной конференции им. В.А. Лихачева. — Новгород: Изд-во НовГУ, 2001. — Т.2.-С. 168-172.

37. Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Козлов Э.В. Локализация сдвига при деформации монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия [001] // Физическая мезомеханика. - 2002. - Т. 5, № 6. - С. 34 - 44.

38. Лычагин Д.В., Теплякова Л.А. Первичная макрофрагментация сдвига в монокристаллах алюминия при сжатии// ПЖТФ,— 2003.- Т. 29, вып. 12 - С.68 — 73.

39. Лычагин Д.В., Теплякова Л.А., Шаехов Р.В., Конева H.A., Козлов Э.В. Эволюция деформационного рельефа монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия [001] // Физическая мезомеханика,- 2003 - Т. 6, № 3. - С. 75 - 83.

40. Лычагин Д.В. Причины неоднородности картины деформационного рельефа в ГЦК монокристаллах // Вестник ТГАСУ. - 2003. - №1. - С. 20 - 26.

41. Лычагин Д.В., Теплякова Л.А., Куницына Т.С. Причины макрофрагментации сдвига в ГЦК монокристаллах при деформации сжатием // Структура и свойства перспективных металлов и сплавов: Труды LX Международного семинара «Актуальные проблемы прочности». - Новгород: Изд-во НовГУ, 2003. — С. 117-121.

42. Лычагин Д. В. Образование фрагментов сдвиговой деформации при сжатии ГЦК монокристаллов // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2004. -№1.-С.112- 119.

43. Лычагин Д. В. Распределение деформации на поверхности ГЦК металлов при сжатии // Известия РАН, Серия физическая,- 2004,- Т.68, №10 - С.1472-1476.

44. Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Беспалова И.В. Закономерности макролокализации деформации в монокристаллах алюминия с ориентацией оси сжатия [110] // Физическая мезомеханика. - 2004. - Т. 7, № 6. - С. 63 - 78.

45. Лычагин Д.В., Старенченко В.А., Шаехов Р.В., Конева H.A., Козлов Э.В. Организация деформации в монокристаллах никеля с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110} // Физическая мезомеханика. — 2005. — Т.8, №2. — С. 39-48.

46. Лычагин Д.В. Макрофрагментация деформации ГЦК монокристаллов с высокосимметричными ориентировками // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2005.-№ 1.-С. 45 - 49.

Изд. Лицензия №021253 от 31.10.97. подписано в печать /<й Формат 60*90/16. Бумага офсетная. Гарнитура Тайме. Тираж 100 экз. Заказ № 464

Изд-во ТГАСУ, 634003, г. Томск, пл. Соляная, 2 Отпечатано с оригинал-макета в ООП ТГАСУ. 634003, г. Томск, ул. Партизанская, 15

Введение.

1. Фрагмешация сдвиювой деформации ГЦК монокристаллов с ори-ен гацией оси сжатия [001 ]

1.1. Явление фрагментации сдвиговой деформации ГЦК монокрис 1 аллов деформированных сжатием.

1.2. Геометрия октаэдрического скольжения в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110}. Факторы, влияющие на неоднородность картины сдвига

1.3. Образование первичных доменов сдвш овой деформации в П 1,К монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110}.

1.1.1. Общие черты картины сдвига на макроуровне.

1.1.2. Закономерности формирования картины сдвига на гранях {110} в [001] монокристаллах алюминия

1.4. Неоднородность пластической деформации монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110}

1.5. Эволюция сдвиговой деформации в монокристаллах алюминия с ориентацией оси сжатия [001]

1.6. Организация сдвиговой деформации в монокрис i алле никеля с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110}

1.6.1. Эволюция макрополос деформации

1.6.2. Домены сдвиговой деформации

1.7. Фрагментация сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {100}

1.7.1. Кристаллогеометрия октаэдрического сдвига в ГЦК монокристаллах с кубическими гранями

1.7.2. Фрагментация сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах с кубическими гранями

Решение вопросов улучшения качества материалов, повышения надежности и долговечности машин и оборудования связаны с установлением взаимосвязи между структурой и свойствами материала. Развише теории пластичности и прочности во многом обязано появлению метода электронной микроскопии и непосредственному наблюдению основных носителей сдвиговой деформации - дислокаций. В результате де1альною экспериментального и теоретического анализа явлений пластической деформации была получена обширная информация.

В исследованиях закономерностей поведения материалов под па1руз-кой и изучении механизмов пластической деформации и упрочнения велика роль 01ечесгвенн0Й науки. Это работы А.Ф. Иоффе, Н.Н. Давиденкова, И.А. Одиша, С.И. Губкина, В.Д. Кузнецова, В.Е. Панина, В.И. Трефилова, В.А. Лихачева, М.Л. Бернштейна, В.В. Рыбина, В.И. Владимирова, If.А. Больша-ниной, А.В. Степанова, B.C. Ивановой, В.Л. Инденбома, А.Н. Орлова, A.M. Глезера, Ч.В. Конецкого, М.В. Классен-Неклюдовой, А.А. Предводигелева, Б.М. Сфунина, Ю.В. Мильмана, С.А. Фирстова, Л.Е. Попова, А.Д. Коротае-ва, Э.В. Козлова, Н.А. Коневой, Е.Ф. Дударева, Р.З. Валиева, А.Н. Тюменце-ва, Ю.И. Чумлякова, Е.Э. Засимчук, Л.И. Тушинского, И.И. Новикова, В.И. Бетехжна, М.И. Старое генкова, В.А. Старенченко, В.В. Сагарадзе, Н.И. Носковой, ЯД. Вишнякова, Б.А. Гринберг, Э.П. Эпштейна и др. Это перечисление, конечно, не является исчерпывающим.

Значительный вклад в развитие представлений о физической природе пластической деформации и упрочнения внесли зарубежные ученые.

Как теоретически, так и экспериментально хорошо изучены элементарные акты движения, размножения и взаимодействия дислокаций и точечных дефектов. Часть полученных результатов обобщена и систематизирована в обзорных статьях и монографиях [1-28]. Значительные успехи были досшгнуты по исследованию и созданию теории деформационного упрочнения упорядоченных сплавов [29-32]. Между тем уже первые структурные исследования показали, что пластическая деформация не протекае1 но одному сдвиговому механизму. Экспериментальные данные, свидетельс1вующие о развитии ротационных мод при деформации, появились достаточно давно А.Ф. Иоффе с сотрудниками наблюдали ас1еризм на лауэ1раммах при деформации кристаллов каменной соли [33]. Аналогичный эффект наблюдали при деформации и друшх кристаллических материалов. Ряд резулыаюв исследований по переориентации кристаллической решетки суммированы достаточно давно в работах [34-38]. Однако наиболее полные сведения о возникновении разориентированных областей на мезоуровне в деформированных материалах были получены с помощью электронной микроскопии. Было обнаружено явление характерное для всех металлических материалов при больших степенях пластической деформации, которое заключается в образовании субграниц и разориентации мезообъёмов. Таким образом, при пластической деформации наряду со сдвигом наблюдаются развороты кристаллической peuieiKH. Стало ясно, что деформация кристаллических твердых тел не может быть полностью описана на основе традиционных дислокационных механизмов. При высоких плотностях дислокаций характер движения пробной дислокации диктуется изменением в расположении окружающих дислокаций. Налицо проявление коллективных эффектов в дислокационной структуре. Значительная неоднородность деформации способствует накоплению мощных дислокационных зарядов, создающих существенные внутренние поля напряжений, и предпосылки к возникновению ротационной неустойчивости. Появляется необходимость введения пространственных структурных элемешов деформации, способных релаксировать значительную часть даль-нодействующих упругих полей, и при своем движении осуществлять не только трансляцию, но и поворот. Это привело к введению дефектов дискли-национного типа. Значительный вклад в их теоретическое и эксперимент ал ьное изучение сделан учеными ленинградской школы В.А. Лихачевым, В.В. Рыбиным, В.И. Владимировым и их коллегами [39-42]. Коллективные явления в дислокационной структуре и повороты при пластической деформации с пошций теорий дислокаций и дисклинаций стали предметом акшвного изучения российскими металлофизиками. Стало очевидным, что развороты кристаллической решетки, возникающие после трансляционном) скольжения, осуществляются коллективом дислокаций и представляют собой дефекш следующего более крупного масштабного уровня.

Введение дисклинаций определило основной тип структурного дефекта следующего масштабною уровня. Использование понятия клиновой дискли-пации вначале испытывало значительные трудности, связанные с логарифмической расходимостью упругих напряжений и деформаций на больших расстояниях от изолированной дисклинации. Поэтому первоначально считалось, в реальных кристаллических твердых телах дисклинация не играет существенной роли. Рассмотрение их как реальных физических объектов тре-6yei значительного уменьшения энергии дисклинационной системы до величины сравнимой с работой внешних сил. Пути понижения энергии такой системы вскоре были теоретически обоснованы и нашли свое экспериментальное подтверждение. Первый из них заключается в уменьшении мощное i и дисклинации при образовании их с углом поворота, не отвечающего симметрии решетки (частичная дисклинация). Второй - в объединении дисклинаций в диполи, мультиполи и дисклинационные петли.

Учет ротационных мод пластичности для описания процесса пластической деформации потребовал введение нескольких масштабных уровней. Концепция о многоуровневом характере процесса пластической деформации была сформулирована В.Е. Паниным в 1982 году [43] и в дальнейшем развивалась и совершенствовалась [44-53]. Она явилась основой современного методолог ического подхода изучения пластичности и прочности материалов [54-58]. Необходимость этого продиктована неоднородностью протекания пластической деформации, её локализацией. При этом поверхностные слои нагруженных твердых тел рассматриваются как оiдельный мезоскопический уровень деформации [54-57].

Наметилась связь между физикой пластичности и прочности и механикой сплошной среды на основе развития нового направления - физической мезомеханики деформируемого твердого тела, активно развиваемого в Ин-сшгуге физики прочности и материаловедения СО РАН. В его основу положена концепция структурных уровней деформации твердых тел. Пластическая деформация рассматривается как единый иерархически связанный процесс развития трансляционных и ротационных мод деформации на всей совокупности уровней.

Дальнейшее развитие этого направления затруднено недостаточным представлением о физической природе процесса деформирования и неприемлемостью для развитой деформации допущения механики сплошных сред об однородности и изотропности структуры и свойств деформируемого кристаллического твердого тела. Основной особенностью пластической деформации является непрерывное изменение физических свойств материала за сче1 протекающих структурных изменений. Концепция физической мезомеханики требует увязки внешних макроскопических факторов, влияющих на неоднородность деформации, с процессами её протекания на более мелких масппабных уровнях. Одновременно исследователям приходится решать вопрос о выделении физически обоснованных структурных элементов на каждом масштабном уровне. Различные варианты такого выделения представлены в работах [28,42,43,59]. Между тем, в них не дается исчерпывающего oi-вета по иерархии структурных уровней различных материалов. В этих работах скорее поставлен вопрос о необходимости детализации этих уровней и намечены пути их решения. Неясным остается взаимосвязь кинетики развития субструктур на этих уровнях. Прежде всего, это касается деформации монокристаллов, где иерархия является проявлением процесса самоорганизации. Само понятие организация подразумевает строение и взаимодействие дифференцированных и автономных частей целого в их иерархической со-иодчиненности. В связи с этим фундаментальной задачей является изучение организации пластической деформации на разных масштабных уровнях, определение иерархической соподчиненноеги и взаимовлияния процессов про-Iекающих на каждом из этих уровней и эволюции структурных элементов при различных условиях деформации и способах нагружения, в частности, для монокристаллов с разной ориентацией оси деформации и в сравнении с поликристаллическими материалами.

В этом направлении была определена цель настоящей работы «Экспериментальное исследование организации пластической деформации ГЦК ме-галлов и сплавов на разных масштабных уровнях при сжатии».

Для достижения поставленной цели необходимо использование комплексною подхода. Основными его чертами являются:

- понимание многоуровневого характера пластической деформации;

- определение причин и степени неоднородности пластической деформации и установление мест её локализации;

- понимание многостадийное™ процессов деформации;

- рассмотрение коллективных явлений в структурах деформационных дефектов и роли в них поворотных мод деформации;

- учет влияния поверхности на пластическую деформацию и упрочнение;

- статистический подход к рассмотрению деформации и субсфуктурных превращений.

Для решения намеченной цели и с учетом комплексного подхода для её достижения были поставлены следующие задачи:

1. Исследовать картину деформационного рельефа ГЦК монокристаллов на макро- и мезоскопическом масштабных уровнях и провес ж классификацию её структурных элементов.

2. Выявить факторы, определяющие морфологию первичных доменов сдвиговой деформации и локализацию деформации.

3. Изучи ib особенности протекания пластической деформации в монокристаллах высокосимметричных ориентировок с разными боковыми гранями и формой образца, и рассмотреть их влияние на вид кривых упрочнения.

4. Исследовать закономерности эволюции структурных элементов рельефа.

5. Выяви ib параметры, влияющие на организацию дислокационной под-сис1емы при различных температурах деформации и отжше.

6. Установить взаимосвязь между параметрами, определяющими организацию ячеистой дислокационной субструктуры.

Для решения этих задач было проведено исследование дислокационной струк1уры и картины деформационного рельефа на разных масштабных уровнях моно- и поликристаллов ряда ГЦК металлов и сплавов методом оптической металлографии, растровой и просвечивающей электронной микроскопии. Картина рельефа изучалась как после различных степеней деформации, 1ак и в непрерывном режиме видеосъёмки. Для определения ориентации монокрис 1аллов, локальной разориентации областей и некоторых дру1их характеристик использовался метод рентгеноструктурного анализа. Исследование механических свойств материалов проводилось при испытаниях на сжа-1ие с непрерывной записью кривых деформации. Изучение локальной деформации материалов осуществлялось с использованием метода сетки и путем определения микротвердости.

Диссертация состоит из шести глав, содержащих описание экспериментальных результатов, их анализ, сопоаавление с литературными данными и обсуждение. Первая глава посвящена рассмотрению закономерностей образования доменов сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110} и {100}, эволюции картины деформационного рельефа и её количественных параметров. Приводятся количественные данные по неоднородности пластической деформации монокристаллов в сравнении с результатами, полученными на поликристаллических материалах. Анализируются факторы, которые определяют морфологию первичных доменов сдвиговой деформации, и их связь с изменение формы монокристаллов. Наиболее подробно представлены результаты анализа фрашентации монокристаллов алюминия и никеля. Во второй главе проводится аналогичный анализ экспериментальных результатов ГЦК моно-кристллов с ориентацией оси сжатия [110] и двумя вариантами боковых 1раней: (ПО) и (001); (П2) и (ill). Рассматриваются влияние на локализацию деформации ориешации плоскостей сдвига относи 1ельно базовых кон-цешраторов напряжений и особенности развития вторичной фрагментации. Проводится классификация элементов деформационного рельефа и указываются области их локализации и характерные особенное!и. В третьей главе анализируется картина деформационного рельефа на разных масштабных уровнях в монокристаллах с ориентацией оси сжатия [Т11]. Опшчшельной чертой фрагментации является образование систем макрополос деформации на ранних этапах нагружения. Прослеживаются особенности организации деформации в макрополосах на разных масштабных уровнях в металлах с различной величиной энергии дефекта упаковки, и обсуждаются роль дислокационных механизмов деформации в их образовании и эволюции. Систематизация деформационного рельефа позволяет выделить набор основных её структурных элементов и указать места их формирования. В четвертой главе рассматриваются факторы, влияющие на макрофрагментацию и локализацию деформации: 1) отклонение от высокосимметричных ориентировок; 2) ориентации внутри стереографического треугольника; 3) формы и размеров образца; 4) схемы главных напряжений; 5) роли поверхности. Проводится связь между особенностями фрагментации, потерей устойчивости образца и харак1ером кривой деформации. В пятой главе обсуждается используемая в лшературе классификация элементов деформационно о рельефа и авюром дае1ся её общая классификация для исследуемых монокристаллов. Прослеживаются закономерности эволюции её элементов: макропачки следов сдви-I а, зоны сдвига и макрополосы деформации. Обсуждаются факторы, способ-С1вующие образованию макрополос деформации и ротационной пласжчно-С1и. Шес1ая итва посвящена организации дислокационно! о ансамбля. Рас-смафиваегся сложившаяся классификация дислокационных субструктур, последовательность их превращений и связь с кривыми деформации. Анализирую 1ся факторы, влияющие на организацию дислокационной структуры при разных температурах деформации и отжше. Основное внимание уделялся ячеистой дислокационной субструктуре, для неё, наряду с соотношениями подобия известными из литературы, установлены новые соотношения. Они представляют замкнутую систему уравнений, связывающих между собой 1еомегрические параметры ячеистой субструктуры и плотности дислокаций (среднюю по объему, в стенках ячеек и внутри ячеек). Анализируется поведение коэффициентов этих уравнений с увеличением температуры деформации, переходом от моно- к поликристаллическому состоянию, изменением размера зерен, твердорастворным упрочнением. В заключении дается общая картина деформации исследуемых монокристаллов с иерархией структурных элементов деформации в зависимости от масштаба, рассматривается взаимосвязь превращений на разных масштабных уровнях и связь со стадийностью кривых деформации, делаются выводы по результатам исследования. В приложениях диссертации приводятся экспериментальные данные, дополнительно иллюстрирующие закономерности деформации, обсуждаемые в первых чешрех главах, а также справки об использовании научных результатов.

Полученные основные результаты могут быть сформулированы в виде положений, которые выносятся на защиту.

1. Иерархия структурных элементов пластической деформации ГЦК монокристаллов зависит от ориентации оси деформации. Деформация в доменах монокристаллов с ориентацией оси сжатия [001] в широком интервале деформаций идет по системе октаэдрических плоскостей. Для [110] монокристаллов характерно раннее образование вторичных доменов из ме-юполос, а для [111] монокристаллов - из макрополос. Морфология первичных доменов сдвиговой деформации в [001] и [110] монокристаллах ГЦК мешллов и сплавов определяется: 1) кристаллогеометрическим фактором, 2) различием напряженного состояния в соседних макрообластях монокрис Iалла, деформированного сжатием с торцевым трением, 3) коли-чес1вом и расположением базовых макроскопических концентраторов напряжений.

2. Причинами, приводящими к локализации деформации на макро- и ме-зоуровне в исследованных монокристаллах, являются: 1) наличие базовых концентраторов напряжений, 2) присутствие объема, в котором отсутству-Ю1 обратные напряжения от пуансонов испытательной машины (система плоскостей октаэдрического сдвига со всех сторон имеет выход на свободные боковые грани), 3) образование макро- и мезополос деформации. Мес-ia их расположения и формирования определяют области локализации деформации.

3. Возникающие при деформации на разных структурных уровнях слож-нонанряженные состояния приводят к развитию ротационных мод деформации. На макроуровне развитие ротационных мод деформации и массовое поперечное скольжение происходит на границе областей с разной схемой напряженного состояния. На мезоуровне II - в результате формирования макро- и мезополос деформации. На мезоуровне I ротационные моды деформации появляются при поляризации дислокационного ансамбля и образовании источников внутренних дальнодействующих полей напряжений.

4. Кри шческое значение плотности дислокаций определяет условия образования в локальных местах материала очередного типа дислокационной субструктуры как при деформации, так и при отжиге. Перераспределение дефектов происходит в направлении наиболее эффективной компенсации внуфенних упругих полей напряжений и понижения упруюй энергии ансамбля дислокаций. Этот процесс является движущей силой процесса организации дислокационного ансамбля.

5. Появление и эволюция структурных элементов на разных масппабных уровнях в монокристаллах ГЦК металлов и сплавов коррелируе! с поведением кривых деформационного упрочнения.

6. Ячеистая дислокационная субструктура описывается соотношениями подобия, представляющими замкнутую систему уравнений. Геометрические характеристики ячеистой субструктуры функционально зависят oi средней плотности дислокаций и плотности дислокаций в стенках ячеек и внутри ячеек.

1. ФРАГМЕН ТАЦИЯ СДВИГОВОЙ ДЕФОРМАЦИИ ГЦК МОНОКРИСТАЛЛОВ С ОРИЕНТАЦИЕЙ ОСИ СЖАТИЯ [0011

Многочисленными экспериментами установлено, что пластическая деформация материалов протекает неоднородно, это хараюерно для криаал-лических материалов как в моно-, так и в поликристаллическом состояниях. Это одна из основных причин, почему закономерности протекания пластической деформации до конца не ясны даже для монокристаллов. Между тем, как считают многие исследователи, для понимания поведения поликристаллическою arpeiara важно понять поведение при деформации монокрисiaji-лов с разной ориентацией оси деформации. Это определяет ценность проведения фундаментальных исследований на монокристаллах, как модельных материалов, для которых заранее известна геометрия сдвига, что позволяет деыльно анализировать процесс пластической деформации.

Неоднородность пластической деформации традиционно изучается путем анализа картины деформационного рельефа, возникающего на предварительно подготовленных свободных поверхностях образца. Анализу обычно подвергаю 1ся локальные области поверхности, размеры коюрых задаю 1ся исполыуемыми экспериментальными методиками. Выбор этих областей, как правило, носи г случайный характер, и их расположение в масштабе образца не контролируется. Имеются лишь небольшое число работ, в которых исследование картины деформационного рельефа проведено во всем интервале масппабов, физически связанном с линейными размерами монокристаллов [60-64]. В связи с Э1 им представляется логичным провести изучение закономерностей пластической деформации на различных масштабных уровнях, начиная с макроуровня. В настоящей главе представлены результаты исследования [65-75] закономерностей организации пластической деформации ГЦК монокристаллов с ориентацией оси сжатия [001] и двумя наборами боковых граней {110} и {100}.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Поставленная цель изучения закономерностей пластической деформации на разных масштабных и структурных уровнях потребовала проведение комплекса исследований закономерностей пластической деформации всеми доступными экспериментальными методами. Использовался широкий набор методик, включающий в себя возможности изучения картины деформационного рельефа в широком диапазоне увеличений (х 10.50000). Наибольшее увеличение и наиболее высокая степень разрешения (2 нм) достигается при использовании метода реплик, оттененных платиной, и их анализа в просвечивающем электронном микроскопе. Прицельная съёмка реплик позволила дополни ib резульгагы металлографических исследований и исследований па растровом электронном микроскопе. Растровая электронная микроскопия дает возможность проанализировать расположение выходов структурных элементов на боковые грани и изучить их тонкую структуру, осуществляя непрерывный переход с увеличения, доступного металлографическому микроскопу, до уровня реплик и имея промежуточное между этими методами разрешение (20 нм). Внутренняя дислокационная структура в локально вырезанных фольгах была исследована на просвечивающем электронном микроскопе.

Анализ картины рельефа на всех четырех боковых гранях и, в необходимых случаях даже на торцевой поверхности, позволил получить представление об объемной картине деформации. В первую очередь это касается наиболее крупных структурных элементов деформации, таких как первичные деформационные домены.

Комплексный подход к исследованию включал в себя изучение механических свойств, а именно, зависимости «напряжение - деформация», как интегральной реакции материала на внешние воздействие, и локальной деформации с использованием метода сетки (база 100 мкм).

Выбор монокристаллов в качестве объектов экспериментальных исследований дал возможность изучить влияние симметричных ориентировок осей сжатия и кристаллографической ориентации боковых граней на картину деформационного рельефа. Для анализа экспериментальных данных потребовалось провести классификацию элементов деформационного рельефа, формирующихся при одноосном сжатии на разных масштабных уровнях в монокристаллах ГЦК металлов и сплавов, которые были систематизированы по степени убывания масштаба (раздел 5.1).

Плааическая деформация начинается с наиболее мелкого масштабною уровня - формирования зоны сдвига в местах наиболее высокой концентрации напряжений. Величина сдвига и склонность следов скольжения группироваться в пачки определяется физическими свойствами материала, в первую очередь энергией дефекта упаковки. Из всех равнонагруженных плоскостей сдвига в локальной области монокристалла, в каждый текущий момент деформации действует одна система октаэдрических плоскостей. Весь объём монокристалла разбивается на области - домены сдвиговой деформации. Как было установлено в настоящей работе морфология таких доменов зависит от ряда факторов. Во-первых, от различия напряженного состояния в областях деформируемого монокристалла, которое при наличии торцевого трения не 01раничиваегся реализацией только одноосного напряженного состояния. Вблизи пуансонов испытательной машины реализуется схема неравномерного всестороннего сжатия, что приводит к затруднению деформации в при-торцевых областях и к уменьшению плотности следов сдвига по плоскостям с максимальным фактором Шмида. В этих же областях может наблюдаться деформация по плоскостям, имеющим фактор Шмида меньше, чем максимально возможный при данной ориентации монокристалла, рассчитанный из условия реализации схемы одноосного напряженного состояния. Эют факт является наглядной иллюстрацией эффекта влияния сложного напряженною состояния на условия реализации сдвига в этой области (раздел 2).

Во-вторых, наличие трения у торцов создает условия неоднородного распределения напряжений в этой области. Приторцевые ребра постоянно являются местами более высокой концентрации напряжений и MOiyi рассматриваться как макроскопические базовые концентраторы напряжений. В Meciax расположения базовых концентраторов напряжений начинается деформация домена сдвига и развитие макрополос деформации.

В третьих, для анизотропного материала необходимо учитывать не только ориентацию систем сдвига относительно действующей нагрузки, но и ориентацию плоскостей сдвига относительно боковых граней и областей с разной схемой напряженного состояния. В зависимости от геометрической ориентации плоскостей октаэдрического сдвига в монокристалле при одноосном сжатии могут реализоваться три случая, влияющие на величину напряжения в зоне сдвига.

1. Плоскости сдвига не ограничены пуансонами. Обратные напряжения оI пуансонов отсутствуют.

2. Плоскости сдвига ограничены с одной стороны. Здесь обратные напряжения односторонние, от одного из пуансонов.

3. Плоскости сдвига ограничены с двух сторон пуансонами испытательной машины. В этом случае в зоне сдвига присутствуют обратные напряжения от обоих пуансонов.

Для анализа морфологии первичных доменов, деформация в которых осуществляется сдвигом по системе параллельных октаэдрических плоскостей, проводя гея максимально нагруженные октаэдрические плоскости чере? базовые (постоянно действующие) концентраторы напряжений (приторцевые ребра или вершины образца). Данные плоскости делят монокристалл на области, отличающиеся условиями сдвига в соседних деформационных доменах. Количество первичных доменов деформации будет зависеть от кристал-логеометрической ориентации монокристалла, его формы, наличия и расположения концентраторов напряжений. Для анализа локализации деформации учитывается ориентация концентраторов относительно зоны сдвига (линейный или точечный концентратор напряжений) и наличие объема, в котором обратные напряжения от пуансонов отсутствуют.

Возможность деформации скольжением внутри деформационного домена будет определяться как крис1аллографическими условиями, так и свойствами материала. Для монокристаллов одного и того же материала определяющее влияние на картину деформационного рельефа в начале деформации оказывает кристаллографическая ориентация плоскостей сдвига относительно оси деформации и боковых граней. Для монокристаллов с ориентацией оси сжатия [001] и [110] промежуточными структурными уровнями между зоной сдвига и доменом деформации являются мезопачки сдвига, деформация в коюрых также обусловлена октаэдрическим скольжением. Продолжающаяся деформация приводит к тому, что картина рельефа усложняется, по границам первичных доменов формируются вторичные домены, образованные пересекающимися плоскостями скольжения, макро- и мезополосами деформации. Интенсивно развиваются поворотные моды деформации, чю проявляется в разориенгации макро- и мезополос относительно соседних областей материала, а в дислокационной структуре - в переходе от неразориен-тированных субструктур к субструктурам с разориентировками. В монокри-ciаллах с ориентацией оси сжатия [111] образование нового структурною уровня происходит очень рано и проявляет себя в формировании систем макрополос деформации, которые определяют области существования деформационных доменов до значительных степеней деформации (разделы 1-3).

Наличие неоднородных напряжений разных масштабов обуславливает необходимость релаксации этих напряжений на соответствующих структурных уровнях. Накопление дислокаций приводит к формированию новых типов дислокационных субструктур, способных релаксировать напряжения поляризующеюся дислокационного ансамбля. В иерархии структурных элементов появляются образования в виде микрополос разориенгации и фрагментов деформации на уровне дислокационного ансамбля, а на более крупном масштабном уровне - мезополос деформации. Па границе областей с разной схемой напряженного состояния релаксация неоднородных напряжений осуществляется путем образования макрополос деформации ([001] монокристаллы никеля с боковыми гранями {110} и [111] монокристаллы) или развитием массового поперечного скольжения ([001] монокристаллы алюминия с боковыми гранями {110}). Одновременно наиболее эффективным способом компенсируется несовместность деформации соседних доменов, сдвиг в коюрых иде1 по системе параллельных октаэдрических плоскостей.

Таким образом, наблюдающиеся в монокристаллах структурные элементы деформации выстраиваются в зависимости от ориентации оси деформации в масштабной иерархии по схеме, представленной на рис.1.

В насюящее время хорошо изучены элементарные механизмы иласш-ческой деформации. Деформация каждого структурного элемента осуществляется определенным механизмом или их набором, однако доля вклада в деформацию каждого из них не всегда может быть учтена. Это обуславливаем фудпости в определении упрочнения материалов, которое, как правило, носит комплексный характер. Упрочнение материала реализуется механизмами, локализованными на атомно-дислокационном уровне, уровнях дислокационного ансамбля и зерен поликристалла. На более крупных структурных уровнях в монокрис[аллах проявляется роль кристаллофафии скольжения (ориентации плоскостей относительно оси деформации и кристаллографической ориентации боковых граней монокристалла), конфигурации образца, особенностей нагружения (раздел 4). Это отражается в распределении макронапряжений и определяет области макролокализации деформации. Переход к макроуровню позволяет описать формоизменение монокристаллов и выделить области, различающиеся условиями деформации.

Размеры, к мм

3 10

1 3

101 3

102 .3

102 I

103 1 105 1 ю6 ю1 л я

О) Ю о а, >•> о а, к « л к и д о а, о со и

Рис 1. Масштабная иерархия структурных элементов деформации ГЦК монокристаллов с симметричными ориентациями осей сжатия

В изменениях, протекающих на всех масштабных уровнях, прослеживается корреляция со стадиями кривых деформации, она касается формоизменения образца, появления и эволюции структурных элементов на мезоуровне, образовании и развитии новых типов дислокационных субсгрук1ур (рис.2). Причем гип структурных элементов и дислокационной субструктуры зависит от энергии дефекта упаковки (ЭДУ). Эта зависимость становится тем более отчетливой чем меньше масштабный уровень рассматриваемых структурных элементов и чем ближе его масштаб соответствует масштабу дислокационно! о ансамбля (разделы 4-6).

Исследование дислокационной подсистемы позволило выяви ib следующие закономерности. Во-первых, прослежена наблюдаемая в исследуемых материалах последовательное ib дислокационных превращений при комнатной температуре деформации, которая систематизирована в зависимосш от энер1ии дефекта упаковки (раздел 6.1). Во-вторых, установлена закономерность дислокационных превращений в [001] монокристаллах никеля в зависимости от температуры деформации (раздел 6.1). В третьих, для исследованных ма!ериалов подтверждена установленная ранее связь стадий кривых упрочнения и типов формирующейся субструктуры (раздел 6.2). В четвертых, выявлено, что формирующиеся в процессе деформации при комнатной температуре дислокационные субструктуры обладают разной термической стабильностью, проявляющейся при последующем отжиге в разной склонности к перестройке и протяженности первой стадии отжига, определяемой по закономерностям изменения характеристик субструктур с увеличением времени отжига. При изучении неразориентированных субструктур обнаружено, чю наибольшей термической стабильностью обладают низкоэнергетические субструктуры. Превращения при отжиге осуществляются по двум последовательностям субструктурных изменений: первая характерна для низкоэнергетических субструктур, вторая - для высокоэнергетических (раздел 6.6). я,в 1

ЭДУ t

ЭДУ I

Рис.2. Сопоставление стадий кривых деформации, формы образца (а), элементов картины деформационного рельефа (б) и типов дислокационных субструктур (в) ГЦК материалов с разной величиной энергии дефекта упаковки (схематическое изображение)

В работе подробно проанализированы закономерности эволюции ячеисюй дислокационной субструк1уры различных ГЦК материалов. Рассмотрено влияние температуры деформации на изменение её характеристик. Особенности строения ячеистой субструктуры, заключающиеся в закономерном расположении дислокационных сгущений, дали возможность установить эмпирические зависимости между её параметрами. В работе проанализирована выполнимость, известных ранее соотношений Д. Л. Хол1а (D(<p>)), и Д Кульманн-Вильсдорф (H(D)), на основе собственных структурных исследований и с привлечением литературных данных. На основе прямых экспериментальных исследований были определены новые соотношения, связывающих между собой плотности дислокаций и геометрические характеристики ячеисюй субструктуры (Н(<р>), Н(рс), D(рс)), а также получены значения отношений рс/<р> и рс/рв. Установленные соотношения составляют замкнутую систему уравнений, связывающих параметры ячеистой дислокационной субструктуры между собой. Упорядоченность ячеистой субст рук туры и наличие корреляции между её параметрами позволяют полагать, что среди субструктур, образующихся в процессе деформации, ячеистая субструк1ура проявляет наиболее высокую склонность к организации. Коэффициенты соотношений оказываются структурно чувствительными и зависят от характеристик деформации. Так удалось установить их зависимость от температуры деформации, проверить влияние состояния твердого раствора, моно- и поликристаллического состояния и размера зерна (разделы 6.3-6.5).

Полученные в диссертационной работе экспериментальные результаты дают возможность проследить организацию деформации от уровня образец в целом до уровня дислокационной подсистемы ГЦК монокристаллов. Установленные общие закономерности деформации на каждом масштабном уровне Moiyr использоваться при анализе поведения материалов под нагрузкой и формоизменения при обработке давлением других монокристаллических металлических материалов. Они служат базой для развития моделирования процессов деформации анизотропных материалов и разработки теорий упрочнения, учитывающих особенности протекания локальной деформации.

На основании проведенных исследований и анализа экспериментальных результатов можно сделать следующие выводы:

1. Изучены детали картины деформационного рельефа на разных масштабных уровнях монокристаллов ГЦК металлов и однофазных твердых растворов. Проведена классификация её структурных элементов, основными из ко-юрых являются следы скольжения и сдвига, макро- и мезопачки следов сдвига, макро- и мезополосы деформации, макро- и мезоскладки. Построена иерархия масштабных и структурных уровней деформации.

2. Установлено, что общей чертой организации деформации на макроуровне является первичная макрофрагментация сдвиговой деформации с образованием доменов сдвига. В монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001], [110] и [1.8.12] деформация в первичных доменах осуществляется преимущественно сдвигом по одной системе октаэдрических плоскостей. В монокристаллах с ориентацией оси сжатия [ill] формируются деформационные домены, сосюящие из систем макрополос деформации. Характерной чертой первичной макрофрагментации является разная активность деформационных доменов.

3. Выявлено, что морфология первичных доменов, деформация в которых осуществляв гея сдвигом по системе октаэдрических плоскостей, определяется кристаллогеометрическим фактором, различием напряженного сосюяния в соседних объёмах монокристалла, деформированного сжатием при наличии торцевого трения и расположением базовых макроскопических концентраторов напряжений. Показано, что деформация таких доменов хорошо описывает формоизменение образцов.

4. С ростом степени деформации в местах стыка первичных доменов формируются вторичные деформационные домены.

5. Обнаружено, что в монокристаллах с ориентацией оси сжатия [110] в приторцевой области образуются системы следов сдвига, которые принадлежат к октаэдру с нулевым фактором Шмида, рассчитанном в предположении реализации схемы одноосного сжатия. Это указывает на необходимость учитывав в этой области тензорный характер напряжения при анализе напряжения сдвига.

6. Сдвиговая деформация сопровождается появлением разориенгировок на всех структурных уровнях: первичные и вторичные домены, макро- и мезо-полосы деформации, дислокационные субсгруктуры с разориенгировками. Наиболее интенсивно разориентации появляются и накапливаются в областях со значительными неоднородными напряжениями. Данный эффект наиболее ярко проявляется на границе областей с разной схемой главных напряжений при деформации сжатием и наличии торцевого iрения. Неоднородные напряжения возрастают с деформацией при накоплении плотности дислокаций и поляризации дислокационного ансамбля, что способствует образованию разориентированных дислокационных субструктур.

7. Обнаружено, что на границе областей с разной схемой главных напряжений наиболее активно развивается поперечное скольжение в [001] монокристаллах алюминия и образуются макрополосы деформации в [001] монокристаллах никеля и [ill] монокристаллах алюминия, никеля и меди. В [001] монокристаллах никеля макрополосы играют аккомодационную роль в деформации соседних деформационных доменов. В [ill] монокристаллах они обеспечивают формоизменение образца при сжатии.

8. Выявлены основные причины, приводящие к локализации деформации исследованных монокристаллов на макро- и мезоуровне: 1) наличие и расположение мест концентрации напряжений; 2) присутствие объема, в котором система октаэдрических плоскостей сдвига со всех сторон имеет выход на свободные боковые поверхности, 3) образование макро- и мезополос деформации. Па характер локализации деформации влияет протяженность концентратора напряжения, действующего в зоне сдвига, которая зависит от кри-сталлогеометрического расположения октаэдрических плоскостей сдвига в образце и определяется ориентацией оси сжатия и кристаллографической ориентацией боковых фаней, и, естественно, зависит oi формы образца. Возможность «свободного» сдвига в сторону боковых граней обусловливает формирование макропачек сдвига, деформация в которых постоянно идет опережающими темпами по сравнению с остальным объёмом материала.

9. Проанализированы закономерности эволюции с деформацией макропачки следов сдвига. Она состоит из двух областей различающихся кинетикой своего развития: центральной и периферийной. Развитие цешральной чааи определяется действием базового макроконцентратора напряжений, а периферии - зависит от характера уменьшения поля напряжений по мере удаления от концентратора.

10. Усыновлено, что организация деформации на макро- и мезоуровне в сочетании с механизмами пластической деформации на уровне дислокационной подсистемы, хорошо коррелирует со стадийностью кривых деформации. На уровне дислокационной подсистемы подтверждена, установленная ранее на Дру1 их материалах, взаимосвязь типов формирующихся дислокационных субструктур и стадий кривых деформационного упрочнения. Показано, чю уменьшению коэффициента деформационного упрочнения на стадии II способствует активное образование макрополос деформации и интенсивное про-1екание поперечного скольжения. Определено, что преимущественная деформация одного домена сдвига, макропачки сдвига, системы макрополос приводит к потере устойчивости монокристалла и формированию переходной стадии от стадии III к стадии IV на кривых деформации. Проанализировано влияние размерного фактора.

11. Выявлены основные закономерности организации дислокационной подсистемы, заключающиеся в коррелированном изменении её параметров с деформацией. Проверена выполнимость основных соотношений, связывающих между собой плотность дислокаций и геометрические параметры ячеистой субаруктуры, формирующейся в ГЦК мааллах и сплавах твердых paciворов. Они показывают, при каких значениях плотности дислокаций могу! происходить качественные изменения ячеистой субструктуры. Коэффициенты, входящие в эти уравнения, определяют интенсивность формирования ячеистой субструктуры при увеличении плотности дислокаций с деформацией. Рассмотрено поведение коэффициентов с увеличением температуры деформации, переходом от моно- к поликристаллическому состоянию, изменением размера зерен, твердорастворным упрочнением. Показана высокая роль самоорганизации процесса формирования ячеистой субструктуры.

12. Установлена последовательность превращений неразориентированных дислокационных субструктур при отжиге для материалов с разной величиной энергии дефекта уггаковки: ячеистая - ячеисто-сетчатая - сетчагая субструктура - субструктура с хаотически распределенными дислокациями. Обнаружено, что наиболее высокой термической стабильностью при отжиге обладают низкоэнергегические неразориентированные субструкгуры. Границы зерен способствуют более быстрому уменьшению плотности дислокаций и тем самым делают субструктуры в поликристаллах термически менее стабильными, чем в монокристаллах.

13. Выявлен ряд закономерностей влияния поверхности на субструктурные превращения: 1) блокировка поверхностных источников локальной поверхностной деформацией, 2) опережающее развитие субструктур у поверхности, 3) изменение характеристик субструктур по мере удаления от поверхности.

14. Особенности организации дислокационной подсистемы связаны с неоднородностью деформации на каждом масштабном уровне. На м^зоуровне 1 организация дислокационной подсистемы определяется соотношениями подобия и параметрами субструктурных переходов. На мезоуровне II на неё оказывает влияние организация деформации в макропачках сдвиг а и макро- и мезополосах деформации, а также в зернах поликристаллов. На макроуровгге на характер организации дислокационного ансамбля влияет схема главных напряжений и расположение мест концентрации напряжений.

В заключение автор считает своим приятным долгом вырази ib блаю-дарносгь своему научному консулы анту профессору В.А. Стренченко за обсуждение резулыагов и поддержку, профессору Э.В. Козлову за постоянное внимание и множество полезных замечаний и рекомендаций, профессору II.А. Коневой за полезные советы и тщательную работу по улучшению текста диссертации, профессору Л.А. Тепляковой за плодотворную совместную работу и создание творческой атмосферы, аспирантам Р.В. Шаехову, И.В. Беспаловой и магистранту Ю.А. Колубаевой за совместную работу, всему коллективу лаборатории кафедры физики за дружеское участие, помощь и поле шые дискуссии.

1. Зеегер А. Механизм скольжения и упрочнения в кубических ГЦК и ГПУ металлах // Дислокации и механические свойства кристаллов. Под ред. М.В. Классен-Неклюдовой, В.Л. Инденбома.-М.: Ин. лит, I960 С. 179— 265.

2. Бернер Р., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов-М.: Мир, 1969.-264 с.

3. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов-М.: Мир, 1972.—408 с.

4. Фридель Ж. Дислокации М.: Мир, 1967 - 643 с.

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

6. Набарро Ф. Р. Н., Базинский З.С., Холт Д.Б. Пластичность чистых монокристаллов.- М.: Металлургия, 1967.-214 с.

7. Инденбом В.Л. Дислокационное описание простейших явлений пластической деформации // Некоторые вопросы физики пластичности кристаллов.-М.: Изд-во АН ССР, I960.-С. 117-158.

8. Павлов В.А. Физические основы пластической деформации металлов-М.: Изд-во АН СССР, 1962.- 199 с.

9. Дамаск А., Дине Дж. Точечные дефекты в металлах.- М.: Мир, 1966.— 288 с.

10. Косевич A.M. Дислокации в теории упругости Киев: Наукова Думка, 1978.-220 с.

11. Косевич A.M. Теория кристаллической решетки Харьков: Вища школа, 1988.-304 с.

12. Панин В.Е., Дударев Е.Ф., Бушнев Л.С. Структура и механические свойства твердых растворов замещения.- М.: Металлургия, 1971.- 208 с.

13. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких металлов Киев: Наукова Думка, 1975 - 315 с.

14. Структура, текстура и механические свойства деформированных сплавов молибдена / В.И. Трефилов, Ю.В. Мильман, Р.К. Иващенко и др-Киев: Наукова Думка, 1983 232 с.

15. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов / В.И. Трефилов, В.Ф. Моисеев, Э.П. Печковский и др.- Киев: Наукова Думка, 1987 248 с.

16. Бернштейн M.JI. Структура деформированных металлов М.: Металлургия, 1977-430 с.

17. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей: Справ, изд./ М.Л. Бернштейн, С.В. Добаткин, Л.М. Капуткина, С.Д. Прокош-кин М.: Металлургия, 1989 - 544 с.

18. Владимиров В.И. Физическая теория пластичности и прочности: В 2 ч-Л.:Изд-воЛПИ.- 1973,ч.1.-119 е.; 1975,4.2.- 151 с.

19. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов М.: Металлургия, 1984.-280 с.

20. Смирнов Б.И. Дислокационная структура и упрочнение кристаллов Л.: Наука, 1981.-236 с.

21. Попов Л.Е., Кобытев B.C., Ганзя Л.В. Теория деформационного упрочнения сплавов-Томск: Изд-во ТГУ, 1981.- 165 с.

22. Лейбфрид Г., Бройер Н. Точечные дефекты в металлах М.: Мир, 1981.— 440 с.

23. Дударев Е.Ф. Микропластическая деформация и предел текучести поликристаллов- Томск: Изд-во ТГУ, 1988 255 с.

24. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Суховаров В.Ф. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов.- Новосибирск: Наука. Сиб. отд-ие, 1989 211 с.

25. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации Челябинск: Металлургия, 1989.-328 с.

26. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Изв. вузов. Физика.- 1990 №2.- С. 89-106.

27. Конева Н.А., Козлов Э.В. Закономерности субструктурного упрочнения //Изв. вузов. Физика 1991-№3-С. 56-70.

28. Козлов Э.В., Конева Н.А. Природа упрочнения металлических материалов //Изв. вузов. Физика.-2002-№3-С. 52-71.

29. Попов JI.E., Конева Н.А., Терешко И.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов.- М.: Металлургия, 1979.-255 с.

30. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Упорядочение и деформация сплавов железа. М.: Металлургия, 1984 - 169 с.

31. Гринберг Б.А., Сюткина В.И. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов-М.: Металлургия, 1985 173 с.

32. Старенченко В.А., Соловьёва Ю.В. Природа термического упрочнения в сплавах со сверхструктурой L\2 Я Изв. вузов. Физика 2002 - №3- С. 41-51.

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

34. Шмид Е., Боас В. Пластичность кристаллов в особенности металлических- Л.: Редакция технико-теоретической литературы, 1938 316 с.

35. Кузнецов В.Д. Физика твердого тела Томск: Изд-во «Красное знамя», 1941.-Т.2.-771 с.

36. Баррет Ч.С. Структура металлов М.: Металлургиздат, 1948 - 676 с.

37. Урусовская А.А. Образование областей с переориентированной решеткой при деформации моно- и поликристаллов // Некоторые вопросы физики пластичности кристаллов-М.: Изд-во АН ССР, I960.- С. 67-75.

38. Классен-Неклюдова М.В. Механическое двойникование кристаллов-М.: Изд-во АН СССР, I960.- 261 с.

39. Лихачев В.А., Хайров Р.Ю. Введение в теорию дисклинаций Л.: Изд-во ЛГУ, 1975.- 183 с.

40. Лихачев В.А., Волков А.Е., Шудегов В.Е. Континуальная теория дефектов.-Л.: Изд-во ЛГУ, 1986.-232 с.

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

42. Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисклинации в кристаллах Л.: Наука, 1986.-224 с.

43. Структурные уровни деформации твердых тел / В.Е. Панин, Ю.В. Гри-няев, Т.Ф. Елсукова, А.Г. Иванчин//Изв. вузов. Физика 1982 -№6- С. 5-27.

44. Панин В.Е., Лихачев В.А., Гриняев Ю.В. Структурные уровни деформации твердых тел-Новосибирск: Наука, 1985 -228 с.

45. Кооперативные деформационные процессы и локализация деформации / В.А. Лихачев, В.Е. Панин, Е.Э. Засимчук и др.- Киев: Наукова Думка, 1989.-320 с.

46. Структурные уровни пластической деформации и разрушения / В.Е. Панин, Ю.В. Гриняев, В.И. Данилов и др. Новосибирск: Наука, 1990255 с.

47. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов / В.Е. Панин, П.В. Макаров, С.Г. Псахье и др.: В 2 т.- Новосибирск: Наука, 1995.- Т. 1298 е.; Т.2.- 320 с.

48. Лихачев В.А., Малинин В.Г. Трансляционно-ротационная модель сплошной среды, учитывающая структурные уровни деформации и разрушения//Изв. вузов. Физика 1984-№6-С. 45-50.

49. Лихачев В.А., Малинин В.Г. Физико-механическая модель упруго-пластических свойств материалов, учитывающая структурные уровни деформации и кинетические свойства реальных кристаллов // Изв. вузов. Физика.- 1984.- №9.- С. 23-28.

50. Лихачев В.А., Малинин В.Г., Малинина Н.А. Структурные уровни трансляционно-ротационной деформации при сложном напряженном состоянии // Изв. вузов. Физика 1984-№9 - С. 28-38.

51. Лихачев В.А., Малинин В.Г. Повреждаемость кристалла, обусловленная поворотами вещества и изгибно-крутящими состояниями // Изв. вузов. Физика.- 1984.-№6.-С. 45-50.

52. Физическая мезомеханика материалов / В.Е. Панин, А.Д. Коротаев, П.В. Макаров, В.М. Кузнецов // Изв. вузов. Физика 1998- № 9 - С. 8-16.

53. Зуев Л.Б. О соотношении между масштабными уровнями пластического течения // Металлофизика и новейшие технологии 1996 - Т. 18, № 5-С. 55-59.

54. Панин В.Е. Методология физической мезомеханики как основа построения моделей в компьютерном конструировании материалов // Изв. вузов. Физика.- 1995.- №11.- С. 6-25.

55. Панин В.Е. Современные проблемы пластичности и прочности твердых тел // Изв. вузов. Физика 1998 - № 1.- С. 7-34.

56. Панин В.Е. Синергетические принципы физической мезомеханики // Физ. мезомех.- 2000.- Т.З, №6.- С. 5-36.

57. Панин В.Е. Поверхностные слои нагруженных твердых тел как мезоско-пический структурный уровень деформации // Физ. мезомех- 2001 -Т.4, №3.-С. 5-22.

58. Панин В.Е., Гриняев Ю.В. Физическая мезомеханика новая парадигма на стыке физике и механики деформируемого твердого тела // Физ. мезомех.- 2003.- Т.6, №4.- С. 9-36.

59. Neuhauser Н. Slip line formation and collective dislocation motion // Dislocation in solids. 1983. - V. 8. - P. 319-340.

60. Harren S.V., Deve H.E., Asaro R.S. Shear band formation in plane strain compression // Acta met. 1988. - V. 36, №. 9. - P. 2436-2480.

61. Теплякова JI.A., Куницына Т.С., Козлов Э.В. Распределение следов скольжения в монокристаллах сплава NisFe // Изв. вузов. Физика. 1998. -№4.-С. 51-56.

62. Макрофрагментация сдвига в монокристаллах сплава Ni3Fe при активной пластической деформации / Л.А. Теплякова, Т.С. Куницына, Н.А. Конева и др. //Физ. мезомех. 2000. - Т. 3, № 5. - С. 77-82.

63. Теплякова Л.А. Локализация деформации и превращения в дефектной подсистеме в сплавах с различным структурно-фазовым состоянием: Автореф. дис. .докт. физ.-мат. наук.-Томск, 1999.-43 с.

64. Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Козлов Э.В. Локализация сдвига при деформации монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия 001. // Физ. мезомех. 2002. - Т.5, №6. - С. 34-44.

65. Лычагин Д.В., Теплякова Л.А. Первичная макрофрагментация сдвига в монокристаллах алюминия при сжатии // ПЖТФ- 2003-Т.29, вып. 12-С.68-73.

66. Лычагин Д.В. Причины неоднородности картины деформационного рельефа в ГЦК монокристаллах // Вестник ТГАСУ. 2003. - №1 (7). -С.20-26.

67. Лычагин Д. В. Распределение деформации на поверхности ГЦК металлов при сжатии // Изв. РАН, Сер. физическая. 2004. - Т. 68, № 10. - С. 1472-1476.

68. Эволюция деформационного рельефа монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия 001. / Д.В. Лычагин, Л.А. Теплякова, Р.В. Шаехов и др. // Физ. мезомех. 2003. - Т.6, №3. - С. 75-83.

69. Организация деформации в монокристаллах никеля с ориентацией оси сжатия 001. и боковыми гранями {110} / Д.В. Лычагин, В.А. Старенченко, Р.В. Шаехов и др. // Физ. мезомех. 2005. - Т.8, №2. - С.39-48.

70. Теплякова Л.А., Шаехов Р.В., Лычагин Д.В. Макролокализация сдвига при активном нагружении монокристаллов алюминия // Современные проблемы прочности. Труды V Международной конференции: В 2 т-Новгород: Изд-во НовГУ, 2001.-Т.2.-С. 168-172.

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

72. Лычагин Д. В. Образование фрагментов сдвиговой деформации при сжатии ГЦК монокристаллов // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2004. -№1. - С.112-119.

73. Старенченко В.А., Черных Л.Г., Иванова Н.Ю. Особенности деформационного рельефа глубоко деформированных монокристаллов Ni и Си // Изв. вузов. Физика. 1989.-№8.-С. 116-118.

74. Старенченко В.А. Экспериментальное исследование и математическое моделирование деформационного и термического упрочнения монокристаллов ГЦК чистых металлов и сплавов со сверхструктурой Ll2: Авто-реф. дис. .докт. физ.-мат. наук. Томск, 1991. -39 с.

75. Колупаева С. Н., Старенченко В.А., Попов Л.Е. Неустойчивости пластической деформации кристаллов. Томск: Изд-во ТГУ, 1994. - 301 с.

76. Абзаев Ю.А., Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Потекаев А.И., Козлов Э.В. Анализ фрагментации деформации в монокристаллах Ni3Ge // Прикладная механика и техническая физика. 1998. - Т.39, №1. - С. 154159.

77. Бернштейн М.Л., Займовский В.А. Механические свойства металлов. — М.: Металлургия, 1979. 496 с.

78. Полухин П.И., Горелик С.С., Воронцов В.К. Физические основы пластической деформации. М.: Металлургия, 1982. - 584 с.

79. Алюминий: свойства и физическое металловедение. Справ. Изд. Пер с англ./ Под ред. Дж. Е. Хетча. М.: Металлургия, 1989. - 422 с.

80. Губкин С.И. Теория обработки металлов давлением. М.: Металлургиз-дат, 1947.-532 с.

81. Мастеров В.А., Берковский B.C. Теория пластической деформации обработки металлов давлением. М.: Металлургия, 1989. - 400 с.

82. Богачев И. Н., Вайнштейн А. А., Волков С. Д. Статистическое металловедение. М.: Металлургия, 1984. - 176 с.

83. Готлиб Б. М., Добычин И. А., Баранчиков В.М. Основы статистической теории обработки металлов давлением. М.: Металлургия, 1980. - 168 с.

84. Исследование деформации методом сеток / П.Ф. Кошелев, В.Л. Сандеров, В.Н. Царев, В.В. Грот // Зав. лаб. 1976. - №6. - С. 727-729.

85. Влияние вида напряженного состояния на характер распределения микродеформации в металлах / Л.В. Кукса, Б.И. Ковальчук, А.А. Лебедев, В.И. Эльманович //Проблемы прочности 1976- №6 - С.55-59.

86. Исследование микрокартины пластической деформации металлов в различных условиях нагружения / Л.В. Кукса, Б.И. Ковальчук, А.А. Лебедев, В.И. Эльманович // Проблемы прочности, 1976. №4. - С. 10-15.

87. Конева Н.А. Эволюция дислокационной структуры, стадийность деформации и формирование напряжения течения моно- и поликристаллов ГЦК однофазных сплавов: Автореф. дис. докт. физ.-мат. наук Томск, 1988.-39 с.

88. Теплякова JI.A. Дислокационная структура и деформационное упрочнение монокристалловNisFe: Автореф. дис. канд. физ.-мат. наук-Томск, 1982.-22 с.

89. Теплякова JI.A., Лычагин Д.В., Беспалова И.В. Закономерности макролокализации деформации в монокристаллах алюминия с ориентацией оси сжатия 110.// Физ. мезомех. 2004. - Т. 7, № 6. - С. 63-78.

90. Структурные уровни и пластичность конструкционной стали / Л.А. Теплякова, Л.Н. Игнатенко, Н.А. Попова и др. // Дефекты и физико-механические свойства металлов и сплавов. Барнаул: АПИ. - 1987. - С. 95-102.

91. Стадии пластической деформации, эволюция субструктуры и картина скольжения в сплавах с дисперсным упрочнением / Э.В. Козлов, Н.А. Попова, Л.Н. Игнатенко и др. // Изв. вузов. Физика. 1991. - №3. - С. 112-128.

92. Localization of Deformation in the Crl8Nil5 Austenitic Steel of Active loading / L.A. Teplyakova, L.N. Ignatenko, C.Yu. Smook etc. // High Nitrogen Steels. Proceed, of the 3rd Int. Conf. Part I. Kiev: IMF of SU , 1993. - P. 234-241.

93. Пуспешева С.И., Колупаева C.H., Попов Л.Е. Временные характеристики элементарного кристаллографического скольжения // Физ. мезомех. -2004. Т. 7, № 6. - С. 63-78.

94. Старенченко В.А., Колупаева С.Н., Коцюрбенко А.В. Математическое моделирование формирования разориентированных структур деформации // Зав. лаб. 1995. -№ 8. - С. 28-35.

95. Старенченко В.А., Колупаева С.Н., Коцюрбенко А.В. Моделирование формирования разориентированных структур при деформации ГЦК материалов // Металловедение и термическая обработка. 1998. - № 4. - С. 9-12.

96. Онипченко Т.В., Колупаева С.Н., Старенченко В.А. Качественное исследование модели формирования разориентированных структур пластической деформации ГЦК металлов // Физ. мезомех. — 2000. — Т. 3, № 6. — С. 65-73.

97. Изучение эволюции дислокационной структуры и механизмов упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge ориентированных для множественного скольжения / Ю.А. Абзаев, В.А. Старенченко, Н.А. Конева, Э.В. Козлов // Изв. вузов. Физика. 1987. - № 3. - С. 65-70.

98. Абзаев Ю.А. Эволюция распределения дислокаций при деформации в монокристаллах Ni3Ge // Изв. вузов. Физика. 2003. - № 5. - С. 65-69.

99. Влияние температуры испытания на эволюцию дислокационной структуры монокристаллов никеля с ориентацией оси сжатия 001./ В.А. Старенченко, Д.В. Лычагин, Р.В. Шаехов, Э.В. Козлов // Изв. вузов. Физика.- 1999.-№7.-С. 71-77.

100. Развороты кристаллической решетки и стадии пластической деформации / Н. А. Конева, Д. В. Лычагин, Л. А. Теплякова, Э. В. Козлов // Экспериментальное исследование и теоретическое описание дисклинаций. -Л.: Изд-во ЛФТИ, 1984.-С. 161-167.

101. Дислокационно-дисклинационные субструктуры и упрочнение / Н. А. Конева, Д. В. Лычагин, Л. А. Теплякова, Э. В. Козлов // Теоретическое и экспериментальное исследование дисклинаций Л.: Изд-во ЛФТИ, 1986.- С.116-126.

102. Панин С.В., Нойманн П., Байбулатов Ш.А. Исследование развития деформации на мезоуровне интерметаллического сплава №б3А137 при сжатии // Физ. мезомех. 2000. - Т. 3, № 1. - С. 75-82.

103. Гарофало Ф. Законы ползучести и длительной прочности металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1968. - 304 с.

104. Пуарье Ж.П. Высокотемпературная пластичность кристаллических тел. М.: Металлургия, 1982. - 272 с.

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

106. Remy L., Pineau A. Temperature dependence of stacking fault energy in close-packed metals and alloys // Mater. Science and Engineering. 1978. -V.36. - P. 47-63.

107. Старенченко B.A., Лычагин Д.В. Геометрический эффект в упрочнении и локализации деформации ГЦК-монокристаллов // Физ. мезомех-2000,-Т. 3, №2,-С. 47-54.

108. Бирюковский А.А., Владимиров В.И., Романов А.Е. Сбросообразование кристаллов. Экспериментальное исследование и теоретическое описание // Дисклинации и ротационная деформация твердых тел. Л.: Изд-во ЛФТИ, 1988.-С. 5^6.

109. Губкин С.И. Пластическая деформация металлов. Т.1. М.: Металлург-издат, 1961. - 376 с.

110. Posi F.D. Stress-strain characteristics and slipband formation in metal crystals: effect of crystal orientation// J. Metals.- 1954.- V. 6, № 9- P. 10091020.

111. Diehl J. Zugverformung von Kupfer Einkristallen // Z. Metal - 1956 - V.47, №5.-P. 331 -343; №6.-P. 411-416.

112. Зегер А. Механизм скольжения и упрочнения в кубических ГЦ и гексагональных плотноупакованных металлах // Дислокации и механические свойства кристаллов. М.: Иностранная литература, 1960. - С. 179-268.

113. Mader S., Seeger A., Leitz С. Work-hardening and dislocation arrangement of FCC single crystals // J. Appl. Phys. 1963. - V.34, №11- P. 3378-3386.

114. Kuhlmann-Wilsdorf D. Unified theory of stages II and III of work-hardening in pure FCC crystals // Work-hardening. London: Gordon and Breach Science publishers, 1968.- P. 97-129.

115. Ludvik P. Elements der Technologieshen Mechanik. Berlin: Springer, 1909. -32 s.

116. Hollomon J.H. Tensile deformation // Trans. A1ME. 1945.- V. 162.- P. 268 -290.

117. Swift H.W. Description of stress-strain curves // J. Mech. Phys.Sol. 1952. -V. 1, № 1.-P.1-7.

118. Voce E. The relationship between stress and strain for homogeneous deformation // J. Ins.Met- 1948.- V.74, № 7. P. 537-562.

119. Белл Дж.Ф. Экспериментальные основы механики деформируемых твердых тел. II. Конечные деформации. М.: Наука, 1984. - 431 с.

120. Bell J.F. Generalized large deformation behavior for face-centered cubic solids- high purity copper//Phil. Mag.-1964-V. 10, № 103.-P. 107-126.

121. Bell J.F. Generalized large deformation behavior for face-centered cubic solids nickel, aluminium, gold, silver and lead // Phil. Mag- 1965 - V.ll, №114.-P. 1135-1156.

122. Параметры параболической стадии деформационного упрочнения и соотношения Белла для моно- и поликристаллов упорядочивающихся сплавов / Н.А. Конева, А.В. Пауль, С.П. Жуковский, Э.В. Козлов // Металлофизика.- 1984.- Т. 6, №6.- С. 84-88.

123. Relation of mechanical and frictional properties to defects in high power ion beam irradiated a-Fe / A.D. Pogrebnjak, Yu.P. Sharkeev, N.A. Makhmudov etc. //Physics letter A.- 1989-V. 141, №3,4,-P. 204-206.

124. Физико-химические процессы образования сплавов при механическом легировании / Ф.Г. Ловшенко, О.Б. Перевалова, Ю.Ф. Иванов и др. // ФиХОМ.- 1994.- №6.-С. 121-125.

125. Давиденков Н.Н. Изучение пластической деформации посредством рент-геноанализа // Журнал техн. физики 1944.- Т.14, №9 - С. 507-514.

126. Степанов А.В. Основы практической прочности кристаллов-М.: Наука, 1974.- 132 с.

127. Кузнецов В. Д. Поверхностная энергия твердых тел М.: Гостехиздат, 1954.-230 с.

128. Терентьев В.Ф. Усталостная прочность металлов и сплавов. М.: Ин-термет инжиниринг, 2002 - 288 с.

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

130. Судзуки Т. Поверхностные источники и пластическое течение в кристаллах КС1 // Дислокации и механические свойства кристаллов. Под ред. М.В. Классен-Неклюдовой, В.Л. Инденбома М.: Ин. лит, I960 - С. 151-167.

131. Mughrabi Н. Elektronenmikroskopische untersuchung der versetzungsanord-nung verformter kupfereinkristalle imbelasteten zustand // Phil. Mag 1971-V.23,№124-P. 869-895.

132. Kramer I.R. Surface layers effects on the plastic deformation of iron and molybdenum // Trans. AIME.- 1967.- V.239.- P. 520-530.

133. Крамер И., Демер JI. Влияние среды на механические свойства металлов. -М.: Металлургия, 1964- 150 с.

134. Kramer I.R., Balasubramanian N. Metallographic study of the surface layer // Acta met.- 1973.- V.21,№5.-P. 695-701.

135. Fourie J.T. Soft surface affect in copper single crystals oriented for multiple glide and in polycrystalline copper // Strength of metals and alloys. Proc. of VII International conference: In 2 v.- NY: Pergamon Press, 1985 V.l. - P. 99-104.

136. Latanision R.M. Surface effect in crystal plasticity: general overview // Surface effects in crystal plasticity / Edited by R.M. Latanision and J.T. Fourie-Cambrige, 1977.-P. 3-47.

137. Nabarro F.R.N. Surface effect in crystal plasticity: overview from the crystal plasticity standpoint // Surface effects in crystal plasticity / Edited by R.M. Latanision and J.T. Fourie. Cambrige, 1977 - P. 48-125.

138. Essman U., Kronmuller H. Die statistische bestimmung der "versetrungsa-nordnung aus oberelachengleitlinienbildern" ung ihre anwendung auf die berechnung der verfestigungskurve // Acta met 1963 - V.l 1- P. 611-616.

139. Essman U., Rapp M., Wilkens M. Die versetzungsanordnung in plastisch ver-formten kupfervielkristalen // Acta met.- 1968.- V.l6.- P. 1275-1287.

140. Himstedt N., Neuhauser H. Surface effects on slip line structure of copper single crystals // Scripta met. 1972.- V.6.- P. 1151-1156.

141. Цигенбайн А., Плессинг Й., Нойхойзер X. Исследование мезоуровнят-деформации при формировании полос Людерса в монокристаллах концентрированных сплавов на основе меди // Физ. мезомех. 1998 - Т. 1, №2.-С. 5-20.

142. Swann P.R. The dislocation distribution near the surface deformed copper // Acta met.- 1966.-V.l4, №7.-P. 900-903.

143. Block R.T., Johnson R.M. The existence of preferential surface deformation in copper single crystals // Acta met 1969- V.17, №3 - P. 299-306.

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

145. Панин В.Е. Физические основы мезомеханики пластической деформации и разрушения твердых тел // Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: В 2 т. Новосибирск: Наука, 1995.-Т. 1.-С. 7-49.

146. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Ангелова Г.В. Динамика локализации деформации в поверхностном монокристаллическом слое плоских поликристаллических образцов алюминия при циклическом нагружении // Физ. мезомех.- 2000 Т.З, №4.- С. 79-88.

147. Кузнецов П.В., Панин В.Е. Прямое наблюдение потоков дефектов и субмикронная локализация деформации на поверхности дуралюмина при помощи сканирующего туннельного и атомного силового микроскопов // Физ. мезомех 2000 - Т.З, №2 - С. 91-97.

148. Влияние внутренней структуры и состояния поверхности на развитие деформации на мезоуровне малоуглеродистой стали // В.Е. Панин, А.И. Слосман, Н.А. Антипина, А.В. Литвиненко // Физ. мезомех.- 2001.- Т.4, №1.-С. 105-110.

149. Бонч-Бруевич В.Л., Калашников С.Г. Физика полупроводников.- М.: Наука, 1990.-688 с.

150. Тареев Б.М. Физика диэлектрических материалов М.: Энергия, 1973. -328 с.

151. Вакансии на поверхности ГЦК металлов / С.В. Еремеев, А.Г. Липниц-кий, А.И. Потекаев, Е.В. Чулков // Изв. вузов, Физика- 1997 №3- С. 62-73.

152. Циклическое упрочнение сплава АМгб в вакууме при комнатной и низкой температуре / A.M. Гавриляко, Н.М. Гринберг, В.А. Сердюк, Д. В.

153. Лычагин, Э.В. Козлов // Металлофизика. 1988. - Т.10, №4. - С. 36 -42.

154. Влияние вакуума на циклическое упрочнение и формирование дислокационной субструктуры в алюминиевом сплаве АМгб / A.M. Гавриляко, Н.М. Гринберг, В.А. Сердюк, Д. В. Лычагин, Э.В. Козлов // Металлофизика.- 1990 Т. 12, №3 - С.78-84.

155. Cyclic hardening and substructure of A1 Mg alloy / N.M. Grinberg, V.A. Serdyuk, A.M. Gavrilyako, D. V. Lychagin, E.V. Kozlov // Mat. Science and Eng.-1991,-A138.-P. 49-61.

156. Циклическое упрочнение и эволюция дислокационной субструктуры сплава АМгб в высокоамплитудной области / A.M. Гавриляко, Н.М. Гринберг, В.А. Сердюк, Д. В. Лычагин, Э.В. Козлов // Металлофизика-1989-Т.11, №3.-С. 83-88.

157. Nucleation and growth of small surface cracks in aluminum alloy AMg6 as related to discontinuity of the fatigue curve / N.M. Grinberg, V.A. Serdyuk, A.M. Gavrilyako, D. V. Lychagin, E.V. Kozlov // Fatigue 1991 - V. 13, №5. -P. 370-375.

158. Математическое моделирование пластической деформации / Л.Е. Попов, Л.Я. Пудан, С.Н. Колупаева и др.- Томск: Изд-во ТГУ, 1990 184 с.

159. Кобытев B.C., Слободской М.И., Руссиян А.А. Моделирование на ЭВМ процессов взаимодействия и скольжения дислокаций. Томск: Изд-во ТГУ, 1992.- 180 с.

160. Попов Л.Е., Кобытев B.C., Ковалевская Т.А. Пластическая деформация сплавов-М.: Металлургия, 1984- 183 с.

161. Ковалевская Т.А., Виноградова И.В., Попов JI.E. Математическое моделирование пластической деформации гетерофазных сплавов- Томск: Изд-во ТГУ, 1992.- 169 с.

162. Grosskreutz J.C. The effect of oxide films on dislocation-surface interection in aluminium // Surface Sci.- 1967.-V.8, №12.-P. 173-190.

163. Махлин E.C. Состояние поверхности и прочностные свойства // Механизмы упрочнения твердых тел М.: Металлургия, 1965- С. 360-367.

164. Вествуд А. Влияние адсорбции на твердость и подвижность дислокаций вблизи поверхности // Микропластичность.- М.: Металлургия, 1972 С. 301-315.

165. Eriksson C.L., Larsson P.-L., Rowcliffe D.J. Strain-hardening and residual stress effects in plastic zones around indentation // Materials Sci. and Eng-2003-V.A340- P. 193-203.

166. Писаренко Г.С., Науменко В.П., Коваль В.И. Методика экспериментального исследования разрушения при двухосном нагружении // Проблемы прочности 1981-№3 - С. 5-9.

167. Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисютинации, экспериментальное исследование и теоретическое описание // Дислокации, экспериментальное исследование и теоретическое описание Л.: Изд-во ЛИЯФ, 1982 - С. 358.

168. Жуковский И.М., Золотаревский Н.Ю., Рыбин В.В. Оборванная граница как дефект дисклинационного типа // Дислокации, экспериментальное исследование и теоретическое описание Л.: Изд-во ЛИЯФ, 1982 - С. 104-117.

169. Вергазов А.Н., Золотаревский Н.Ю., Рыбин В.В. Экспериментальное и теоретическое исследование процессов фрагментации кристаллов при деформировании // Экспериментальное исследование и теоретическое описание дисклинаций.- JL: Изд-во ФТИ, 1984 С. 7-36.

170. Ротационная деформация при ползучести и разрушении монокристаллов / В.И. Бетехтин, В.И. Владимиров, А.Г. Кадомцев и др. // Дислокации, экспериментальное исследование и теоретическое описание. Д.: Изд-во ЛИЯФ, 1982.-С. 70-83.

171. Панин В.Е., Клименов В.А., Абрамовская Н.Л., Сон А.А. Зарождение и развитие потоков дефектов на поверхности деформируемого твердого тела // Физ. мезомех 2000 - Т.З, №1.- С. 83-92.

172. Панин В.Е., Фомин В.М., Титов В.М. Физические принципы мезомеха-ники поверхностных слоев и внутренних границ раздела в деформируемом твердом теле // Физ. мезомех 2003- Т.6, №2 - С. 5-14.

173. Миркин Л.И. Физические основы прочности и пластичности. М.: Изд-во МГУ, 1968.-537 с.

174. Современная кристаллография (в четырех томах). Т.4. Физические свойства кристаллов / Л.А. Шувалов, А.А. Урусовская, И.С. Желудев и др. -М.: Наука, 1981.-496 с.

175. Mecking Н. Deformation of single crystals // Textures of materials. Berlin: Springer-Verlag, 1978. - P. 25-43.

176. Jasienski Z., Piatkowski A. Heterogeneites de deformation dans les monocris-taux de cuivre et d'aluminium au cours de la traction // Archiwum hutnictwa. 1980. - V. 25, № 3. - P. 295-323.

177. Dillamore I.L. Lattice curvatures produced by the heavy deformation of poly-crystals // Texture of Crystalline Solids. 1980. - V. 1. - P. 41-56.

178. Hatherly M. Deformation at high strains // Strength Met. and Alloys, Proc. 6th Int. Conf., Melbourne, 1982, Oxford. 1982. - V. 2. - P. 1181-1195.

179. Котрелл A.X. Дислокации и пластическое течение в кристаллах. М.: ГНТИЛЧЦМ, 1958.-267 с.

180. Альшиц В.И., Бережкова Г.В. О природе локализации пластической деформации в твердых телах // Физическая кристаллография. Сб. науч. тр. в серии «Проблемы современной прочности». М.: Наука, 1992. - С. 129 -151.

181. Laird С. Fatigue // Physical metallurgy / Eds. R.W. Cahn and P. Haasen. -1996.-P. 2293-2397.

182. Коцаньда С. Усталостное растрескивание металлов. М.: Металлургия, 1990.-623 с.

183. Иванова B.C., Терентьев В.Ф. Природа усталости металлов. М.: Металлургия, 1975. - 456 с.

184. Усталость материалов при высокой температуре / Под ред. Р.П. Скелто-на. М.: Металлургия, 1988. - 343 с.

185. Buck О., Essmann U. Die bildung von verformungszwillingen in kupfer-einkristallen // Phys. Stat. Sol. 1964. - V. 4. - P. 143-149.

186. Dillamore I.L. Microstructural inhomogeneities resulting from high strain deformations // Texture of metals., Proc. 5th Int. Conf., Aachen, 1978, Berlin: In 2 v.- 1978.-V. l.-P. 67-79.

187. Korduck P., Goux J.M., Gottstein G. Structure and orientation gradients in inhomogeneities of copper single crystals // Strength Met. and Alloys, Proc. 5th Int. Conf., Aachen, 1979, Toronto: In 2 v. 1980. - V. 1. - P.l07-113.

188. Korbel A., Szczerba M. Strain hardening of high strains and dynamical recovery processes // Acta met. -1982. V. 30. - P. 1961-1968.

189. Wakefield P.T., Malin A.S., Hatherly M. The structures and texture of rolled low stacking fault energy alloy // J. Austr. Inst. Met. -1977. V. 22, № 3. - P. 143-151.

190. Duggan B.J., Hatherly M., Hutchinson W.B., Wakefield P.T. Deformation structures and texture in cold-rolled 70:30 brass // Met. Sci. -1978. V. 12, №8.-P. 343-351.

191. Malin A.S., Hatherly M. Microstructure of cold-rolled copper // Metal. Sci. -1979. V. 13, № 8. - P. 463 - 472.

192. Hatherly M., Malin A.S. Shear band in deformed metals // Scr. Met. 1984. -V. 18.-P. 449-454.

193. Hatherly M. The structure of highly deformed materials and the development deformation texture // Texture of metals., Proc. 5th Int. Conf., Aachen, 1978, Berlin: In 2 v. 1978. - V. 1. - P. 81-91.

194. Nourbakhsh S., Nutting J. The high strain deformation of an aluminium-4% copper alloy in the supersaturated and aged conditions // Acta Met. 1980. -V. 28.-P. 357-365.

195. Kohara S., Matsushita A. Recrystallization behavior of shear band in a cold-rolled copper single crystal // J. Iron and Steel Inst. Jap. -1984. V.70, №15. -P. 1849-1856.

196. Grewen J., Huber J., Haterly M. Nucleation of recrystallized grains: the role of the deformed structure // Metals Forum. 1978. - V. 1, № 3. - P. 115122.

197. Jago R., Hatherly M. Deformation banding in rolled copper crystals // Met. Sci. 1975. - V. 9, № 2. - P. 83-89.

198. Dillamore I.L. Recrystallization in heavily deformed metals // Metals Forum. 1978. - V. 1,№3.-P. 136-145.

199. Solomon R.G., Malin A.S., Hatherly M. Microstructure and texture of heavily deformed copper // Strength Met. and Alloys, Proc. 6th Int. Conf., Melbourne, 1982, Oxford: In 2 v. 1982. - V. 1. - P. 541-546.

200. Hirsch J., Huh M.Y., Lucke K. Orientation dependence of the deformed mi-crostructure in 70/30 brass // Strength Met. and Alloys, Proc. 7lh Int. Conf., Montreal, Canada, 1985. Oxford: Pergamon press: In 2 v. 1985. - V. 1. - P. 257-262.

201. Inakazu N., Ymamoto H. Relation between deformation banding and substructure of copper crystals during drawing // J. Japan Inst. Metals. 1981. -V. 45, № 5. - P. 533-541.

202. Ridha A.A., Hutchinson W.B. Recrystallization mechanisms and the origin of cube texture in copper//Acta met.-1982. V. 30.-P. 1929-1939.

203. Днепренко B.H., Лариков Л.Н., Стоянова E.H. Исследование природы формирования дислокационной структуры в различных компонентах текстуры прокатанной меди // Металлофизика. 1982. - Т. 4, № 5, - С. 59-66.

204. Доэрти Р.Д. Зарождение новых зерен // Рекристаллизация металлических материалов / Под ред. Ф. Хесснера. М.: Металлургия, 1982. - С. 33-52.

205. Kawasaki К., Masumo М. Deformation structure as nucleation sites for re-crystallization // J. Iron and Steel Inst. Jap. 1984. - V. 70, № 15. - P. 18081815.

206. Kohara S., Matsushita A. Recrystallization behaviour of shear band in cold-rolled copper single crystal // J. Iron and Steel Inst. Jap. 1984. - V. 70, № 15.-P. 1849-1856.

207. Шаркеев Ю.П., Козлов Э.В., Конева H.A. Картина линий скольжения в сплаве NijFe // Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов. -Томск: Изд-воТГУ, 1978.-С. 134-137.

208. Лапскер И.А. Количественное описание развития деформационного рельефа сплава Си + 25 ат.%Аи с различным атомным порядком // Субструктура и механические свойства металлов и сплавов. Томск: Изд-во ТПИ, 1988.-С. 91-97.

209. Поверхностная картина скольжения и механизм деформации ГЦК сплавов / Н.А. Конева, Ю.П. Шаркеев, JI.A. Теплякова и др. // Физика и технология упрочнения поверхности металлов. Л.: Изд-во ЛФТИ, 1985. -С. 79-85.

210. Кобытев B.C., Попов Л.Е. Теория пластической деформации сплавов // Структура и пластическое поведение сплавов. Томск: Изд-во ТГУ, 1983.-С. 45-73.

211. Попов Л.Е., Кобытев B.C., Ковалевская Т.А. Концепция упрочнения и динамического возврата в теории пластической деформации // Изв. вузов. Физика.- 1982.-№6.-С. 56-82.

212. Дислокационная динамика кристаллографического скольжения / Л.Е. Попов, С.Н. Колупаева, Н.А. Вихорь, С.И. Пуспешева // Изв. вузов. Физика.- 2000.- №1.- С. 37^2.

213. Онипченко Т.В., Колупаева С.Н., Старенченко В.А. Качественное исследование модели формирования разориентированных структур пластической деформации ГЦК металлов // Физ. мезомемех. 2000. - Т.З, № 6. -С. 65-73.

214. Vorbrugg W., Goetting Н. Ch., Schwink Ch. Work hardening and surface investigations on copper single crystals oriented for multiple glide // Phys. Stat. Sol. (b). 1971. - V.46. - P. 257-264.

215. Ambrosi P., Schwink Ch. Slip line length of copper single crystals oriented along 100. and [111] // Scripta met. 1978. - V. 12. - P. 303-308.

216. Ковалевская Т.А. Физическая природа и кинетика пластической деформации дисперсно-упрочненных материалов: Автореф. дис. .докт. физ,-мат. наук. Томск, 1993. - 40 с.

217. Salama К., Shaikh F., Roberts J.M. Microstrain and electron micrographic slip line studies of odered and disordered Cu3Au // Acta met. 1971. - V.19. -P. 395 -404.

218. Конева Н.А., Теплякова JI.A., Козлов Э.В. О природе упрочнения упорядоченных сплавов со сверхструктурой LI2 // Структура и пластическое поведение сплавов. Томск: Изд-во ТГУ, 1983. - С.74-99.

219. Попов JI.E., Козлов Э.В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов. М.: Металлургия, 1970. - 217 с.

220. Mader S., Seeger A. Untersuchung des gleitlinienbildes kubischflachenzentri-erter einkristalle //Acta met. 1960. -V. 8, № 8. - P. 513-522.

221. Taoka Т., Sacata H. The effect of odering on slip patterns // Acta met. 1957. -V. 5.-P. 61-63.

222. Сюткина В.И., Яковлева B.C. Микроскопическое изучение упорядочивающихся сплавов // ФММ. 1962. - Т. 14. - С.745-749.

223. Kear В.Н. Clustering of slip bands in Cu3Au crystals // Trans A1ME. 1962. -V. 224.-P. 669-673.

224. Влияние степени дальнего порядка на деформационное упрочнение моно- и поликристаллов сплава Ni3Fe / Н.А. Конева, Л.А. Теплякова, В.А. Старенченко и др. // ФММ. 1979. - Т. 48, вып. 3. - С. 613-621.

225. Шаркеев Ю.П. Конева Н.А., Козлов Э.В. Эволюция картины линий скольжения в процессе деформации в поликристаллическом сплаве Ni3Fe // Изв. вузов. Физика. 1979. -№11 - С. 24-29.

226. Схема развития скольжения в зернах поликристаллов с ГЦК решеткой / Ю.П. Шаркеев, И.А. Лапскер, Н.А. Конева, Э.В. Козлов // ФММ. 1985. -Т. 60, вып. 4.-С. 816-821.

227. Веттегрень В.И., Рахимов С.Ш., Светлов В.Н. Изучение динамики суб-микродефектов на поверхности нагруженного молибдена при помощи туннельного профилометра // ФТТ. 1995. - Т. 37, вып. 4. - С. 11421148.

228. Веттегрень В.И., Рахимов С.Ш., Светлов В.Н. Изучение динамики суб-микродефектов на поверхности нагруженной меди при помощи туннельного профилометра//ФТТ. 1995.-Т. 37, вып. 12. - С. 3635-3640.

229. Веттегрень В.И., Рахимов С.Ш., Бакулин Е.А. Изучение эволюции рельефа поверхностей отожженных образцов Си и Pd под нагрузкой // ФТТ. 1997. -Т. 39, вып. 9.-С. 1560-1563.

230. Механизм образования нанодефектов на поверхностях нагруженных металлов / В.И. Веттегрень, B.JI. Гиляров, С.Ш. Рахимов, В.Н. Светлов // ФТТ. 1998. - Т. 40, вып. 4. - С. 668-671.

231. Веттегрень В.И., Рахимов С.Ш., Светлов В.Н. Динамика нанодефектов на поверхности нагруженного золота // ФТТ. 1998. - Т. 40, вып. 12. -С. 2180-2183.

232. Килиан Х.Г., Веттегрень В.И., Светлов В.Н. Ансамбли дефектов на поверхности нагруженных металлов как результат их обратимой агрегации // ФТТ. 2000. - Т. 42, вып. 11. - С. 2024-2028.

233. Килиан Х.Г., Веттегрень В.И., Светлов В.Н. Иерархия ансамблей дефектов на поверхности нагруженной меди // ФТТ. 2001. - Т. 43, вып. 11.-С. 2107-2111.

234. Башкарев А.Я., Веттегрень В.И., Светлов В.Н. Иерархия статистических ансамблей нанодефектов на поверхности напряженного молибдена // ФТТ. 2002. - Т. 44, вып. 7. - С. 1260-1264.

235. Самоподобие в структуре рельефа деформированной поверхности / Н.Н. Горобей, С.А. Князев, В.Е. Корсуков и др. // ПЖТФ. 2002. - Т. 28, вып. 1.-С. 54-58.

236. Малыгин Г.А. Механизм образования деформационных ступенек нанометрических размеров на поверхности пластически деформируемых кристаллов // ФТТ. 2001. - Т. 43, вып. 2. - С. 248-253.

237. Полосовая субструктура в ГЦК однофазных сплавах / Н.А. Конева, Д.В. Лычагин, Л.А. Теплякова и др. // Дисклинации и ротационная деформация твердых тел. Л.: Изд-во ЛФТИ, 1988. - С. 103-113.

238. Эволюция ячеистой дислокационной структуры в медно-алюминиевых и медно-марганцевых сплавах / Н.А. Конева, Л.И. Тришкина, Г.В. Данелия и др. // ФММ. 1988. - Т. 66, вып. 4. - С. 808-813.

239. Полосовая субструктура и структура пакетного мартенсита. Сопоставление путей эволюции / Э. В. Козлов, Л. А. Теплякова, Н. А. Попова и др. // Изв. вузов. Физика. 1992. - № 10. - С Л 3-19.

240. Курдюмов В.Г. Роль моментных структур в процессах зарождения пластической деформации // Дисклинации. Экспериментальное исследование и теоретическое описание-Л.: ЛИЯФ, 1982 -С. 84-91.

241. Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисклинации. Экспериментальное исследование и теоретическое описание // Дислинации. Экспериментальное исследование и теоретическое описание. Л.: ЛИЯФ, 1982. - С. 358.

242. Эволюция дислокационной структуры и стадии пластического течения поликристаллического железо-никелевого сплава / Н.А. Конева, Д.В. Лычагин, С.П. Жуковский, Э.В. Козлов // ФММ.- 1985 Т.60, вып.1.- С. 171-179.

243. Эволюция дислокационной структуры и стадии деформационного упрочнения монокристаллов упорядоченного сплава Ni3Fe с ориентацией 001. / Л. А. Теплякова, Н. А. Конева, Д. В. Лычагин и др. // Изв. вузов, Физика. 1988.- №2.-С. 18-24.

244. Эволюция дислокационной структуры и её связь со стадийностью кривых деформационного упрочнения сплава Ti50Ni47Fe3 / А.А. Клопотов, А.И. Потекаев, Д. В. Лычагин и др. // ФММ. 1997. - Т.83, №1. - С. 104-108.

245. Дальнодействующие поля напряжений и их роль в деформации структурно-неоднородных материалов / Н.А. Конева, Д.В. Лычагин, Н.А. Попова и др. // Физика прочности гетерогенных материалов. Л.: Изд-во ЛФТИ, 1988.-С. 3-13.

246. Старенченко В.А., Абзаев Ю.А., Конева Н.А. Потеря устойчивости однородной пластической деформации монокристаллов NisGe // ФММ. -1987. Т. 64, вып. 6. - С. 178-182.

247. Korbel A., Rys J., Szczerba М. Mechanisms of plastic flow and strain hardening of Cu-Al single crystals at large deformations // Acta met. -1985. V. 33, № 12. - P. 2215-2219.

248. Peirce D., Asaro R.J., Needleman A. An analysis of nonuniform and localized deformation in ductile single crystals // Acta met. -1982. V. 30. - P. 10871119.

249. Mecking H. Strain hardening and dynamic recovery // Dislocation modeling of physical systems. Aachen: RWTH, 1981.-P. 197-211.

250. Zehetbauer M., Trattner D. Strengthening characteristics of heavily cold-rolled copper // Strength Met. and Alloys. Proc. 7th Int. Conf., Montreal, Canada, 1985: In 2 v. Oxford: Pergamon press, 1985. - V. 1. - P. 105 - 110.

251. Hughes D.A., Gibeling J.C., Nix W.D. Linear strain hardening of nickel-cobalt solid solutions at large strains // Strength Met. and Alloys. Proc. 7th Int. Conf., Montreal, Canada, 1985: In 2 v. Oxford: Pergamon press, 1985. - V. 1.-P.51-56.

252. Seeger A. Evidence of enhanced self-organization in the work-hardening stage V of fee metals // Philosop. Mag. Letter. 2001. -V. 81, № 3. - P. 129136.

253. Лычагин Д.В. Развитие дислокационной структуры и природа стадийности кривых деформационного упрочнения упорядочивающегося сплава №зРе: Автореф. дис. .канд. физ.-мат. наук. Томск, 1988. - 18 с.

254. Самоорганизация и фазовые переходы в дислокационной подсистеме / Э. В. Козлов, Н. А. Конева, Д. В. Лычагин, Л. И. Тришкина // Физические проблемы прочности и пластичности материалов. Самара: Изд-во СПИ, 1990.-С. 20-33.

255. Self-organization and phase transition in dislocation structure / N.A. Koneva, L.I. Trishkina, D. V. Lychagin, E.V. Kozlov // Strength of metals and alloy. Proc. of 8th International conference. London: Fruid Publ. Company LTD, 1991.-P. 157-164.

256. Влияние размера зерна на дислокационную структуру сплава NisFe / Н.А. Конева, Д.В. Лычагин, О.Б. Перевалова, С.П. Жуковский // Пластическая деформация сплавов. Томск: Изд-во ТГУ, 1986. - С. 120-132.

257. Сравнительный анализ свойств сетчатой и ячеистой дислокационных субструктур. Параметры скольжения и упрочнения / Н.А. Конева, Л.А.

258. Теплякова, Д.В. Лычагин и др. // Современные проблемы прочности. Труды III Международной конференции: В 2 т. Новгород: Изд-во НовГУ, 1999. - Т. 1.-С. 166-176.

259. Contact and barrier dislocation resistance and their effect on characteristics of slip and work hardening / E.V. Kozlov, N.A. Koneva, L.A. Teplyakova, D.V. Lychagin, L.I. Trishkina // Mat. Science and Eng. V. A319 - 321, 2001.-P. 261-265.

260. Хови А. Конфигурация дислокаций в деформированных ГЦК монокристаллах с различной энергией дефекта упаковки // Прямое наблюдение несовершенств в кристаллах. М.: Металлургия, 1964. - С. 198-208.

261. Steeds J.W. Dislocation arrangement in copper single crystal as a function of strain // Pros. Roy. Soc. 1966. - V. 292, № 1430. - P. 343-373.

262. Essmann U. Die versetzungsanordnung in plastisch verformten kupfereink-ristallen // Phys. Stat. Sol. (a). 1963. - V. 3, № 5. - P. 952-969.

263. Basinski Z. S. Dislocation distribution in deformed copper single crystals // Trans, of Faradey society. 1964. - V. 12. - P. 93

264. Хирш П. Распределение дислокаций и механизмы упрочнения в металлах // Структура и механические свойства металлов. Материалы конференции в Теддингтоне, Мидлсекс, 1963. М.: Металлургия, 1967. С.42 -74.

265. Терминология, используемая для описания дислокационной и кристаллической субструктуры деформированных и отожженных реальных твердых тел / Препринт №1984/5. Свердловск: УНЦ АН СССР, 1984. -17 с.

266. Конева Н.А., Козлов Э.В., Тришкина Л.И. Классификация дислокационных структур // Металлофизика. 1991. - Т. 13, № 10. - С. 49-58.

267. Конева Н.А. Классификация, эволюция и самоорганизация дислокационных структур в металлах и сплавах // Соросовский образовательный журнал. 1996. - №2. - С.89-107.

268. Козлов Э.В., Старенченко В.А., Конева Н.А. Эволюция дислокационной субструктуры и термодинамика пластической деформации металлических материалов//Изв. АН. Металлы. 1993. -№ 5. -С. 152-161.

269. Григорьева Н.А., Ковалевская Т.А., Козлов Э.В. Эволюция дефектно-деформационной среды дисперсионно твердеющего сплава Al-Zn-Mg // Эволюция дислокационной структуры. Упрочнение и разрушение сплавов. Томск: Изд-во ТГУ, 1992. - С. 73-83.

270. Вергазов А.Н., Лихачев В.А., Рыбин В.В. Характерные элементы дислокационной структуры в деформированном поликристаллическом молибдене//ФММ. 1976. - Т. 42, вып. 1.-С. 146-154.

271. Hansen N., Kuhlmann-Wilsdorf D. Low energy dislocation structure due to unidirectional deformation at low temperatures // Mater. Sci. and Eng. 1986. -V. A81.-P. 141-161.

272. Kuhlmann-Wilsdorf D. Theory plastic deformation: properties of low energy dislocation structure // Mater. Sci. and Eng. 1989. - V. A113. - P. 1-41.

273. Kuhlmann-Wilsdorf D. Modelling of plastic deformation via segmented voce curves, linked to characteristic LEDSs which are generated by LEDS transformation between work hardening stages // Phys. Stat. Sol. (a). 1995. -V. 149. - P. 131-153.

274. Thermodynamics of substructure transformations under plastic deformation of metals and alloys / N.A. Koneva, E.V. Kozlov, L.I. Trishkina, E.E. Pekar-skaya // Mater. Sci. and Eng. 1997. - V. A234 - 236. - P. 614-616.

275. Selivano J.G. Flow stress and work hardening // Mat. Sci. and Tech. 1997. -V. 6.-P. 21-88.

276. Nes E. Modeling of work hardening and stress saturation in FCC metals // Progress in Mat. Sci. 1998. - V.41. - P. 129-193.

277. Fang X.F., Dalh W. Strain hardening of steels at large strain deformation. Part I. Relationship between strain hardening and microstructure // Mater. Sci. and Eng. 1995. - V. A203. - P. 14- 25.

278. Zehetbauer M., Seumer V. Cold work hardening in stages 4 and 5 of FCC metals // Acta Metall. Mater. 1993. - V. 41, №2. - P. 577-588.

279. Конева H.A., Козлов Э.В. Природа субструктурного упрочнения // Изв. Вузов. Физика. 1982. - № 8. - С. 3 - 14.

280. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск: Наука, 1990. - С. 123-204.

281. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физика субструктурного упрочнения // Вестник ТГАСУ. 1999.-№ 1.-С. 21-35.

282. Козлов Э.В. Параметры мезоструктуры и механические свойства однофазных металлических материалов // Вопросы материаловедения. -2002.-№21 (29).-С. 50-69.

283. Струнин Б.М. О распределении внутренних напряжений при случайном расположении дислокаций//ФТТ. 1967.-Т. 9, вып. З.-С. 805-812.

284. Kozlov E.V., Koneva N.A. Internal fields and other contributions to flow stress // Mater. Sci. and Eng. 1997. - V. A234-236. - P. 982-985.

285. Конева H.A., Козлов Э.В., Тришкина Л.И. Спектр и источники полей внутренних напряжений в деформированных металлах и сплавах // Изв. АН Сер. физическая.- 1998. -Т. 62, № 7.-С. 1352-1358.

286. Role of internal stress fields at various stages of strain hardenig / E.V. Kozlov, N.A. Koneva, D.V. Lychagin, L.I. Trishkina // Physics of Metals and Metallography. 2000. - V. 90, suppl. 1. - P. S59-S67.

287. Koneva N.A., Kozlov E.V., Trishkina L.I. Internal field sources, their screening and the flow stress // Mater. Sci. and Eng. 2001. - V. A319 - 321. - P. 156-159.

288. Конева Н.А. Внутренние напряжения и их роль в эволюции мезострук-тур // Вопросы материаловедения. 2002. - № 21 (29). - С. 103-112.

289. X-ray line-broadening study of the dislocation cell structure in deformed 001.-orientated copper single crystals / T. Ungar, H. Mughrabi, D. Ronnpagel, M. Wilkens // Acta met. 1984. - V. 32, № 3. - P. 333-342.

290. Long-range internal stresses and asymmetric X-ray line-broadening in tensile-deformed 001.-orientated copper single crystals / H. Mughrabi, T. Ungar, W. Kienle, M. Wilkens // Phyl. Mag. 1986. -V. 53, №6. - P.793-813.

291. Dislocation density and long-range internal stresses in heavily cold worked Cu measured by X-ray line-broadening / M. Muller, M. Zehetbauer, A. Bor-bely, T. Ungar // Z. Metallkd. 1995. - V. 86. -№ 12. - P. 827-831.

292. Long-range internal stresses in cell and subgrain structures of copper during deformation in constant stress / S. Straub, W. Blum, H.J. Maier etc. // Acta. Mater. 1996. - V. 44, № 11. - P. 4337- 4350.

293. Dislocation arrangment and residual long-range internal stresses in copper single crystals at large deformation / A. Borbely, G. Hoffmann, E. Aernoudt, T. Ungar // Acta. Mater. 1997. - V. 45, № 1. - P. 89-98.

294. Scanning X-ray diffraction peak profile analysiis in deformed Cu-polycrystals by synchrotron radiation / M. Zehetbauer, T. Ungar, R. Krai etc. // Acta Mater. 1999. - V. 47, № 3. - P. 1053-1061.

295. Hacker M., Thiele E., Holste C. Investigation of the tensor character of mesoskopic internal stresses in tensile-deformed nickel single crystals by X-ray diffraction // Acta. Mater. 2002. - V. 50. - P. 2357-2365.

296. Козлов Э.В., Теплякова JI.A., Конева Н.А. и др. Роль твердорастворного упрочнения и взаимодействий в дислокационном ансамбле в формировании азотосодержащей аустенитной стали // Изв. вузов. Физика. 1996. -№ З.-С. 33-56.

297. Носкова Н.И., Мулюков P.P. Субмикрокристаллические и нанокристал-лические металлы и сплавы. Екатеринбург: Изд-во УрО РАН, 2003. -279 с.

298. Mughrabi Н. Description of the dislocation structure after unidirectional deformation at low temperature // Constitutive equations in plasticity. London, Cambridge: MIT Press, 1975.-P. 199-250.

299. Luft A. Microstructural processes of plastic instabilities in strengthened metals // Progress in Materials Science. 1991. - V. 35. - P. 97-204.

300. Laird C. Fatigue // Physical metallurgy: fourth, revised and enhanced edition. -Elsevier science BV, 1996. P. 2293-2397.

301. Гиндин И.А., Стародубов Я.Д., Аксенов B.K. Структура и прочностные свойства металлов с предельно искаженной кристаллической решеткой // Металлофизика. 1980. - Т. 2, № 2. - С. 49-67.

302. Главацкая Н.И. Немонотонное субструктурное упрочнение как следствие периодических структурных превращений при деформации ряда ГЦК металлов //Металлофизика.- 1991. -Т. 13, № 10.-С. 11-21.

303. Fujita Н. Continuous observation of dynamic behaviors of dislocations in aluminum // J. Phys. Soc. of Japan. 1967. - V. 23, № 6. - P. 1349-1361.

304. Tabata Т., Yamanaka S., Fujita H. In situ deformation of the 111. aluminum single crystals observed by high voltage electron microscopy// Acta Met. -1978.-V. 26.-P. 405-411.

305. Fujita H., Tabata T. The effect of grain size and deformation sub-structure on mechanical properties of poly crystal line aluminum // Acta Met. 1973. - V. 21.-P. 355-365.

306. Feltner С. E. Dislocation arrangement in aluminum deformed by repeated tensile stresses //Acta Met.- 1963. -V. 11.-P. 817-828.

307. Svensson T. Dislocation generation in pure aluminum at quasistatic and shock loading // Shock waves and high-strain rate phenomenon of metals. Proc. Int. Conf., 1981.-P. 547-560.

308. Murr L.E. Work hardening and the pressure dependence of dislocation den-city and arrangements in shock loaded nickel and copper // Scr. Met. 1978. -V. 12.-P. 201-206.

309. Исследование дислокационной структуры меди и никеля, деформированных гидроэкструзией, волочением и волочением под давлением / JI.A. Матюшенко, В.Г. Ракин, Г.В. Гауэр и др. // ФММ. 1976. - Т. 42, вып. 5.-С. 1007-1013.

310. Nolden R.L., Thomas G. The substructure of plastically deformed nickel // Acta Met. 1964. - V. 12. - P. 227-240.

311. Рубцов А. С., Рыбин В. В. Структурные особенности пластической деформации на стадии локализации течения // ФММ. 1977. - Т. 44, вып. 3.-С. 611-622.

312. Мовчан Б.А., Молодкина Т.А. Структурный анализ природы уменьшения микроскопического предела упругости никеля после больших пластических деформаций // Металлофизика. 1981. - Т. 3, № 3. - С. 95-99.

313. Ambrosi P., Gottler Е., Schwink Ch. On the dislocation arrangement and flow stress of 11 l.~copper single crystals deformed in tension // Scr. Met. 1974. -V. 8.-P. 1093-1098.

314. Ambrosi P., Homeier W., Schwink Ch. Measurement of dislocation density in 100. and [11 l]-copper single crystals with high relative accuracy // Scr. Met. 1980. - V. 14.-P. 325-329.

315. Buck O., Essmann U. Die bildung von verformungszwillingen in kupfer-einkristallen//Acta met.- 1964.-V. 12.-P. 1181-1194.

316. Mughrabi H. Elektronenmikroskopische untersuchung der versetzungsanord-nung verformter kupfereinkristalle im belasteten zustand // Phil. Mag. 1971. -V. 23, № 184.-P. 869-946.

317. Knoesen D., Kritzinger S. Dislocation sell boundary widths and dislocation sell sizes in deformed cooper// Acta met. 1982.- V. 30.-P. 1219-1222.

318. A transmission electron microscopical study of copper foil crystals / K. Su-mino, Y. Kawasaki, M. Yamamoto, M.P. Sumino // J. Japan Inst. Metals. -1963.-V. 27, №3.-P. 112-118.

319. Sumino K., Yamamoto M. Plastic deformation of foil copper crystals-1. Study of work hardening behavior // Acta met. 1963. - V. 11, № 11. - P. 1223— 1243.

320. Kawasaki Y. Cell structures in deformed copper single crystals // J. Phys. Soc. of Japan. 1974.-V. 36, № l.-P. 142-148.

321. Kawasaki Y. Correspondence between layered cell structures and slip lines in deformed copper single crystals // J Appl. Phys. 1979. - V. 18, № 8. - P. 1429-1438.

322. Kawasaki Y., Takeuchi T. Cell structures copper single crystals deformed in the 001. and [111] axes // Scr. Met. 1980. - V. 14. - P. 183-188.

323. Hansen N., Ralph B. The strain and grain size dependence of the flow stress of copper // Acta met. 1982. - V. 30. - P. 411-417.

324. Staker M. R., Holt D. The dislocation cell size and dislocation density in copper deformed at temperatures between 25 and 700°C // Acta met. 1972. - V. 20,№4.-P. 596-579.

325. Mugrabi H. Dislocation walls and cell structures and lond-range internal stress in deformed metal crystal // Acta Met. 1983. - V. 31. - P. 13671379.

326. Johari O., Thomas G. Factors affecting dislocation substructures in deformed copper // Acta met. 1964. - V. 12, № 5. p. 679-682.

327. Gottler E. Versetzungsstruktur und verfestigung von 100.-kupfereincristallen. 1. Versetzungsanordnung und zellstruktur zugverformter kristalle // Phil. Mag. 1973. - V. 28, № 5. - P. 1057-1076.

328. Gregoire P., Liang W. K. Strain hardening of polycrystalline copper // Met. Tech. 1979. - V. 6, № 6. - P. 235-239.

329. Prinz F., Argon A.S. Dislocation cell formation during plastic deformation of copper single crystals // Phys. Stat. Sol. 1980. - V. 57. - P. 741-753.

330. Neves Montero, Ferro de O. Fortes, Henrique de Almeida. О papel dos me-canismos termicamente ativados na subestrutura de deformacao do cobre comercialmente puro // ABM 37 Congr. Anu. Rio de Janeiro, 1982. - P. 205 -216.

331. Schnell C., Grewe H.G. Electron microscopical studies of orientation relationships on large angle grain boundaries formed during cold work of copper single crystals // Texture of materials. 1978. - V. 1, № 2657. - P. 389 -396.

332. Warrington D.H. Dislocation substructure in polycrystalline copper as a function of temperature and flow stress // Proc. European Reg. Conf. on Electron Microscopy. Delft: NVVE, 1960. - V. 1. - P. 354 -349.

333. Bailey J. E. The dislocation density, flow stress and stored energy in deformed polycrystalline copper // Phil. Mag. 1963. - V. 8, № 86. - P. 223 -236.

334. Nethercott R.B., Retchford J.A., Coyle R.A. Microstructure and mechanical properties of heavily deformed copper // Strength Met. and Alloys, Pros. 6th Int. Conf., Melbourne, 1982, Oxford: In 2 v. 1982. - V. 1. - P.535 -540.

335. Bailey J. E., Hirsch P. B. The dislocation distribution, flow stress and stored energy in cold worked polycrystalline silver // Phil. Mag. - 1960. - V. 5, № 53.-P. 485-497.

336. Bailey J. E. Observation on the deformed state and the annealing processes occurring in copper and silver // Proc. European Reg. Conf. on electron microscopy. Delft: NVVE, 1960. - V. 1. - P. 433 -437.

337. Hutchison M.M., Honeycombe R.W.K. The electron microstructure of deformed silver and silver-gallium alloys // Metal Sci. J. 1967. V. 1. - P. 186 -191.

338. Pande C.S., Hazzledine P.M. Dislocation arrays in Cu-Al alloys // Phil. Mag.- 1971. -V. 24.-P. 1039-1410.

339. Buchinger L., Prinz F.B. On dislocation reaction in Cu-Al single crystals // Scr. Mat.- 1974.-V. 18.-P. 857-858.

340. Popplewell J.M., Crane J. Order-strengthening in Cu-Al alloys // Met. Trans.- 1971. -V. 2, № 12.-P. 3411-3420.

341. Steffens Th., Schwink Ch. Dislocation arrays in Cu-Mn single crystals at the end of the yield region// Acta met. 1983. - V. 31, № 12. - P. 2013-2019.

342. Neuhaus R., Schwink Ch. On the flow stress of 100. and [11 l]-oriented Cu-Mn single crystals: a transmission electron microscopical study // Phil. Mag. A. 1992. - V. 65, № 6. - P. 1463-1484.

343. Swann P.R., Nutting J. The influence of stacking-fault energy on the modes of deformation of polycrystalline copper alloys // J. Inst. Met. 1961. - V. 10. -P. 133-138.

344. Бакач Г.П., Корниенко JI.A., Дударев Е.Ф. Стадии развития пластической деформации ГЦК твердых растворов меди в поликристаллическом состоянии//ФММ. 1981.-Т. 51, вып. 1,-С. 212-215.

345. Бакач Г.П., Корниенко Л.А., Дударев Е.Ф. Дислокационная структура и пластичность поликристаллов твердых ратворов меди // Изв. вузов. Физика. 1982. - № 4. - С. 105-107.

346. Общие закономерности и особенности эволюции дислокационной структуры в моно- и поликристаллах твердых растворов Си-А1 / Г.П. Ба-кач, JI.A. Корниенко, Е.Ф. Дударев и др. // Металлофизика. 1984. - Т. 6, № 1. - С. 84-87.

347. Тришкина Л.И. Эволюция дислокационной структуры и субструктурное упрочнение поликристаллических однофазных Си-А1 и Cu-Mn сплавов: Автореф. дис. .канд. физ.-мат. наук. Томск, 1991.-17 с.

348. Эволюция ячеистой дислокационной структуры в медно-алюминиевых и медно-марганцевых сплавах / Н.А. Конева, Л.И. Тришкина, Г.В. Дане-лия и др. // ФММ. 1988. - Т. 66, вып. 4. - С. 808-813.

349. Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Эволюция дислокационной структуры с деформацией в сплавах Си-А1 и Cu-Mn // Субструктуры и механические свойства металлов и сплавов. Томск: Изд-во ТПИ, 1988. - С. 5-11.

350. Некоторые особенности дислокационной структуры упорядоченного сплава Ni3Mn / Н.А. Конева, Г.А. Перов, Э.В. Козлов, Л.Е. Попов // ФММ. 1976. - Т. 42, вып. 3. - С. 624-630.

351. Chakrabortty S. В., Starke Е.А. Deformation twinning of Cu3Au // Acta. Met. 1975. -V. 23.-P. 63-71.

352. Дислокационная структура и деформационное упрочнение сплава Pd3Fe / Л.И. Тришкина, Л.Е. Попов, В.П. Подковка, Н.А. Конева // Дислокационная и доменная структура и деформационное упрочнение сплавов. -Томск: Изд-во ТГУ, 1984. С. 14-27.

353. Дислокационная структура сплавов Ni3Fe и Ni3(Fe,Cr) на различных стадиях деформационного упрочнения / Н.А. Конева, Э.В. Козлов, А.Д. Коротаев и др. // ФММ. 1973. - Т. 35, вып. 5. - С. 1075-1083.

354. Kuhlmann-Wilsdorf D. Unified theory of stages II and III of work-hardening in pure FCC crystals // Work-hardening. London: Gordon and Breach Science publishers, 1966. - V. 46. - P. 97-129.

355. Kuhlmann-Wilsdorf D. A critical test on theories of work-hardening for the case of drown iron wire // Met. Trans. 1970. - V.l. - P. 3173-3179.

356. Nabarro F.R.N. Work hardening of face-centered cubic single crystals // Strength Met. and Alloys, Pros. 7th Int. Conf., Montreal, 1985. 1986. - V. 3.-P. 1667-1700.

357. Prinz F.B., Argon A.S. The evolution of plastic resistance in large strain plastic flow of single phase subgrain forming metals // Acta Met. 1984. - V. 32, №7.-P. 1021-1028.

358. Конева H.A., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Параметры порядка в ячеистых дислокационных субструктурах и проблемы самоорганизации // Изв. АН. Сер. физическая. 2004. - Т. 68, № 5. - С. 636-638.

359. Moore F, Kuhlmann-Wilsdorf D. Theory of dislocation cells: the dislocation quadrupole // J. Apple. Phys. 1970. - V.41, № 11. - P. 4411-4416.

360. Bassim M.N., Kuhlmann-Wilsdorf D. Stresses of hexagonal screw dislocation arrays // Phys. Stat. Sol. (a). 1973. - V. 17, № 1. - P. 281-292.

361. Jackson P.J., Kuhlmann-Wilsdorf D. Low-energy dislocation cell structures produced by cross-slip // Scr. Met. 1982. - V. 16, № 1. - P. 105-107.

362. Jackson P.J., Siedersleben M. The stability of dislocation cell boundaries in FCC crystals // Scr. Met. 1984. - V. 18, № 7. - P. 749-754.

363. Morral J.E., Ashby M.F. Dislocated cellular structures // Acta Met. 1974. -V. 22.-P. 567-575.

364. Marcinkowski M.J. The mechanism of wall formation // Phys. Stat. Sol. (a). -1984.-V. 83, № l.-P. 59-68.

365. Nabarro F.R.N. The glide of a twist boundary // Scr. Met. 1986. - V. 20. -P. 1273-1274.

366. Ambrosi P., Schwink Ch. Plasticity of FCC single crystals oriented for multiple slip // Strength Met. and Alloys, Proc. 5lh Int. Conf., Aachen, 1979, Toronto: In 2 v. 1980. - V. 1. - P. 29-34.

367. Исследование дефектной структуры поликристаллического алюминия после низкотемпературной прокатки и отжига / И.А. Гиндин, Я.Д. Ста-родубов, В.М. Мацевитый и др. // ФММ. 1973. - Т. 35, вып. 6. - С. 1256-1263.

368. Holt D.L. Dislocation cell formation in metals // J. Appl. Phys. 1970. - V. 41,№ 8.-P. 3197-3201.

369. Kuhlmann-Wilsdorf D., Der Merve J. H. Theory of dislocation cell size deformed metals // Mat. Sci. and Eng. 1982. - V. 55. - P. 79-83.

370. Kuhlmann-Wilsdorf D. Dislocation cell, redundant dislocations and LEDS hypothesis // Sci. Mat. 1996. - V.34, №4. - P. 641-650.

371. Малыгин Г.А. О принципе подобия ячеистых дислокационных структур в металлах//ФММ. 1991.-№ 11. -С. 46-52.

372. Sevillano J.Gil, van Houttev P., Aernoudt E. Large strain work hardening and textures // Progr. in Mater. Sci. 1981. - V. 25. - P. 69- 412.

373. Castro-Fernandez F.F., Sellars C.M. Relationship between room-temperature proof stress, dislocation density and subgrain size // Phil. Mag. A. 1989. -V. 60.-№4.-P. 487-506.

374. Moin E., Murr L.E. Interactive effects of shock loading parameters on the substructure and mechanical properties of nickel and stainless steel // Mater. Sci. Eng. 1979. - V. 37. - P. 249-269.

375. Barker I., Hansen N., Ralph В. The development of deformation substructures in face-centered cubic metals // Mater. Sci. Eng. 1989. - V. A113. - P. 449 -454.

376. Дислокационная структура интерметаллида Ni3Al на разных стадиях деформации / Л.Е. Попов, И.В. Терешко, Л.К. Горенко и др. // ФММ.1973. Т. 35, вып. 2. - С. 409-418.

377. Влияние температуры на дислокационную структуру упорядоченного сплава Ni3(Fe,Cr) / Н.А. Конева, В.Ф. Есипенко, Э.В. Козлов и др. // Изв. вузов. Физика.- 1975.-№11.-С. 118-123.

378. Tabata Т., Takagi К., Fujita Н. // Trans. Jap. Inst. Met. 1975. - V. 16. - P. 569.

379. Gracio J.J. The effect of grain size on the microstrural evolution of copper deformed in rolling // Mater. Sci. Eng. 1995. - V.A196. - P. 97-104.

380. Griffiths D., Riley J.N. Dislocation arrangement in deformed polycrystalline 3% silicon-iron // Acta met. 1996. - V. 14, №6. - P. 755-773.

381. Ashby M.F. The mechanical properties of cellular solids // Met. Trans. -1983. V.14A. -P.1755-1769.

382. Karashima S., Maruyama K. Ono N. An analysis of cell formation due to plastic deformation based on dislocation theory // Trans. Japan Inst. Met.1974. V. 15, №4.-P. 265-272.

383. Владимиров В.И., Кусов А.А. Эволюция дислокационных неоднородно-стей при пластической деформации металлов // ФММ. 1975. - Т. 39, вып. 6.-С. 1150-1155.

384. Владимиров В.И., Кусов А.А. Теория роста дислокационных клубков при ползучести // ФММ. 1976. - Т. 41, вып. 5. - С. 951-959.

385. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1979.-567 с.

386. Возврат и рекристаллизация металлов / Пер. с англ. под ред. В.М. Розен-берга. М.: Металлургия, 1966. - 326 с.

387. Рекристаллизация металлических материалов / Под ред. Ф. Хесснера. -М.: Металлургия, 1982. -324 с.

388. Глейтер Г., Чалмерс Б. Большеугловые границы зерен. М.: Мир, 1975. -372 с.

389. Орлов А.Н., Перевезенцев В.Н., Рыбин В.В. Границы зерен в металлах. -М.: Металлургия, 1980. 154 с.

390. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия, 1987. - 213 с.

391. Теория образования текстур в металлах и сплавах / Я.Д. Вишняков, А.А. Бабарэко, С.А. Владимиров, И.В. Эгиз. М.: Наука, 1979. - 343 с.

392. Термическая стабильность дислокационных субструктур сплава Ni3Fe / Д.В. Лычагин, Н.А. Конева // Современные проблемы прочности. Труды III Международной конференции: В 2 т. Новгород: Изд-во НовГУ, 1999.-Т.1.-С. 136-140.

393. Лычагин Д.В., Шаехов Р.В. Влияние отжига и облучения электронами на изменения в дислокационной структуре сплава Ni3Fe // Сборник научных трудов Лесотехнического института, выпуск 1. Томск: Изд-во ТГАСУ, 2000. - С.88-96.

394. Старенченко С.В. Закономерности термического и деформационного фазовых переходов порядок-беспорядок в сплавах со сверхструктурами Ll2,Il2(M), Z,12(MM), Dla: Автореф. дис. докт. физ.-мат. наук.-Томск, 2003.-32 с.

395. Starenchenco S.V., Kozlov E.V., Starenchenco V.A. The effect of the temperature and the plastic deformation on the order-disorder transformation // МФиНТ. 1999. - T.21, №9. - С.29 -35.

396. Электростимулированная молоцикловая усталость / О. В. Соснин, В.Е. Громов, Э.В. Козлов и др.- М.: Изд-во «Недра коммюникейшинс ЛТД», 2000.-208 с.

397. Возврат и фазовые превращения в стали 1Х18Н9Т / Л.И. Ямпольская, Н.Р. Сизоненко, Д.В. Лычагин // Эволюция дислокационной структуры, упрочнение и разрушение сплавов.-Томск: Изд-во ТГУ, 1992.-С.94-106.

398. Сагарадзе В.В., Уваров А.И. Упрочнение аустенитных сталей. М.: Наука, 1989.-270 с.

399. Максимович Г.Г. Микромеханические исследования свойств металлов и сплавов. Киев: Наукова думка, 1974. - 241 с.

400. Высокопрочные аустенитные стали / Под ред. С.Б. Масленкова. М.: Наука, 1987.- 143 с.

401. Влияние легирования азотом на деформационное упрочнение и эволюцию дислокационной структуры при активной деформации стали Х18Н15 / Э.В. Козлов, Л.Н. Игнатенко, Н.А. Конева и др. // Металлофизика. 1993. - Т. 15, №5. - С. 80-86.

402. Астафьев И.В., Максимкин О.П., Уткельбаев Б.Д. Накопление энергии и изменение микроструктуры в процессе деформации стали 12Х18Н10Т // Металлофизика.-1991.-Т. 13, № 10.-С. 34-40.

403. Добриков А.А., Блинов В.М., Домарева А.С. Влияние высокого давления на упорядочение дислокационного ансамбля в ГЦК металлах с разной энергией дефекта упаковки // Металлы. 2000. - №3. - С. 80-85.

404. Varin R.A. The effects of temperature and strain rate on the plastic flow and ductility of ultrafine-grained type 316 austenitic stainless steel // Mat. Sci. and Eng. 1987. - V. 94. - P. 93-107.

405. Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д. Физика пластичности и разрушения высокопрочных кристаллов // Изв. вузов. Физика. 1992. - № 9. - С. 4-24.

406. Механизм пластической деформации, упрочнение и разрушение монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей с азотом / Ю.И. Чумляков, И.В. Киреева, А.Д. Коротаев и др. // Изв. вузов. Физика. 1996. -№3.-С. 5-32.

407. Федосеева Г.Л., Абзаев Ю.А., Старенченко В.А. О закономерностях развития дислокационной структуры монокристаллов никеля и NisGe // Эволюция дислокационной структуры. Упрочнение и разрушение сплавов. Томск: Изд-во ТГУ, 1992. -С. 35-41.

408. Конева Н.А., Козлов Э.В. Упорядочение в дислокационной структуре. Фазовые переходы // Изв. АН. Сер. физическая. 2002. - Т. 66, № 6. - С. 824-829.

409. Хакен Г. Синергетика. М.: Мир, 1980. - 400 с.

410. Mandelbrot В.В. The fractal geometry nature N.Y.: Freeman, 1983 - 480 p.

411. Гленсдорф П., Пригожин И. Термодинамическая теория структуры устойчивости и флуктуаций: Пер. с англ. М.: Мир, 1973. - 280 с.

412. Николис Г., Пригожин И. Самоорганизация в неравновесных системах: от диссипативных структур к упорядочению через флуктуации. М.: Мир, 1979.-512 с.

413. Синергетика и фракталы в материаловедении / B.C. Иванова, А.С. Ба-ланкин, И.Ж. Бунин, А.А. Оксогоев. -М.: Наука, 1994.-383 с.