Текстурообразование и действующие системы скольжения в Cu и Ti, подвергнутых интенсивной пластической деформации

Ситдиков, Виль Даянович

Текстурообразование и действующие системы скольжения в Cu и Ti, подвергнутых интенсивной пластической деформации тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Ситдиков, Виль Даянович АВТОР

кандидата физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Уфа МЕСТО ЗАЩИТЫ

2011 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Текстурообразование и действующие системы скольжения в Cu и Ti, подвергнутых интенсивной пластической деформации»

Автореферат диссертации на тему "Текстурообразование и действующие системы скольжения в Cu и Ti, подвергнутых интенсивной пластической деформации"

СИТДИКОВ Виль Даянович

ТЕКСТУРООБРАЗОВАНИЕ И ДЕЙСТВУЮЩИЕ СИСТЕМЫ СКОЛЬЖЕНИЯ В Си И Л, ПОДВЕРГНУТЫХ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ

Специальность 01.04.07- физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

1 8 АВГ 2011

Уфа-2011

4852209

Работа выполнена

ФГБОУ ВПО Уфимский государственный авиационный технический университет

Научный руководитель:

доктор физико-математических наук, профессор

Александров Игорь Васильевич

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор

Альмухаметов Рафаил Фазыльянович

кандидат физико-математических наук,

с.н.с.

Лебедев Юрий Анатольевич

Ведущая организация:

Национальный исследовательский ядерный университет «МИФИ»

Защита диссертации состоится 16 сентября 2011 года в 15.00 часов на заседании диссертационного совета ДМ 002.099.01 в Учреждении Российской академии наук Институте физики молекул и кристаллов Уфимского научного центра РАН по адресу: 450075, г.Уфа, Проспект Октября, 71, конференц-зал, тел. (347)2921417 факс: (347) 2359522.

Отзывы направлять по адресу: 450075, г. Уфа, пр. Октября, 151, ИФМК УНЦ РАН, диссертационный совет.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Учреждения Российской академии наук Института физики молекул и кристаллов Уфимского научного центра РАН.

Автореферат разослан " ^ " 2011 года

Ученый секретарь диссертационного совета

Ломакин Г.С.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ДИССЕРТАЦИОННОЙ РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Последние годы характеризуются чрезвычайно высоким интересом ученых всего мира к методам интенсивной пластической деформации (ИПД), позволяющим формировать объемные наноструктурные состояния в заготовках из различных металлов и сплавов. Под ИПД понимают большие деформации, реализованные при относительно низких температурах и под высокими приложенными давлениями в несколько ГПа. Высокие приложенные давления препятствуют разрушению заготовок и позволяют накапливать очень большие степени деформации. В результате проведенных экспериментальных исследований было установлено, что объемные наноструктурные материалы (OHM), полученные методами ИПД, характеризуются уникальным комплексом физико-механических свойств, а именно: высокой прочностью при сохранении достаточной пластичности, высокоскоростной и низкокотемпературной сверхпластичностью. Среди различных методов ИПД особое развитие и внимание получили схемы простого сдвига, такие как интенсивная пластическая деформация (ИПД) кручением и равноканально-угловое (РКУ) прессование. В то же время механизмы деформации (кристаллографическое скольжение, двойникование дислокаций и др.), действующие в металлических материалах во время ИПД, реализованной методами ИПД кручения и РКУ прессования, все еще являются объектом активных научных исследований.

Хорошо известно, что скольжение дислокаций и кристаллографическое двойникование в ходе пластической деформации приводят к формированию кристаллографических текстур. Процесс ИПД также сопровождается формированием развитых кристаллографических текстур. При этом активные системы скольжения и системы двойникования определяют характер преимущественных ориентировок в чистых металлах и сплавах, подвергнутых ИПД. До постановки задач исследований (2003 г.) в различных лабораториях был выполнен ряд исследований по изучению процессов текстурообразования в ходе ИПД. В частности, было установлено, что под действием как ИПД кручением, так и РКУ прессования, в металлах формируются идеальные ориентировки текстур сдвига. При этом кристаллографическая текстура может быть представлена в виде двух текстурных фибр {111}<uvw> и {hkl}[110] - в случае металлов с ГЦК-решеткой и фиброй {0001}<uvtw> - в случае металлов с ГПУ-решеткой. Однако, проведенный до постановки задач данной диссертационной работы анализ вида экспериментальных полюсных фигур (ПФ) или функций распределения ориентировок (ФРО) позволил сделать лишь качественные выводы об активности тех или иных из возможных систем скольжения и/или систем двойникования. Не был оценен количественно вклад действующих систем скольжения и/или систем двойникования, т.е. не были детально проанализированы механизмы ИПД.

Отсутствие количественных оценок действующих систем скольжения и систем двойникования в случае OHM связано с тем, что схемы ИПД были развиты не так давно, а сам процесс получения объемных наноструктурных заготовок является довольно сложным, требующим специального оборудования и оснасток, которые имеются лишь в ограниченном числе лабораторий мира. Тем более' это касается труднодеформируемых материалов, например, таких как Ti.

Зачастую OHM материалы имеют небольшие размеры, как в случае ИПД кручением. В связи с этим для съемки текстур применяют неблагоприятную для анализа текстур сдвига плоскость образца, что опять же затрудняет проведение количественных оценок преимущественных ориентировок. Эта проблема была решена диссертантом путем использования пакета программы, позволяющей представлять текстуру в других сечениях заготовки, путем соответствующего поворота систем координат связанной с образцом.

Можно утверждать, что количественные исследования процессов текстурообразования путём предсказания вида ПФ и ФРО в рамках компьютерного моделирования и сопоставление их с экспериментальными ПФ и ФРО для установления действующих систем скольжения и систем двойникования к моменту постановки задачи исследований данной диссертационной работы практически отсутствовали, либо носили главным образом качественный характер. В связи с этим актуальной являлась проблема проведения систематических экспериментальных и теоретических исследований процессов текстурообразования с использованием оборудования для рентгеноструктурного анализа (РСА), современных методик обработки результатов РСА и компьютерного моделирования процессов текстурообразования в рамках вязкопластической самосогласованной модели. Целью исследований, проведенных в настоящей работе, явилась оценка активности систем скольжения и систем двойникования в чистых металлах на примере Си (ГЦК-решетка) и Ti (ГПУ-решетка). Рассматривались различные этапы ИПД, реализованной методами ИПД кручением и РКУ прессования, и влияние основных параметров данных процессов (число оборотов при ИПД кручением, число проходов, маршрут, температура при РКУ прессовании) на характер текстурообразования.

Хорошо известно, что на механизмы пластической деформации влияют размер зерен, уменьшающийся в ходе ИПД, тип и состояние границ зерен. Процесс измельчения зерен сопровождается ростом относительной доли высокоугловых границ зерен, повышением степени их неравновесности, уменьшением плотности решеточных дислокаций в теле зерен и ростом плотности зернограничных дислокаций. В то же время установление активности тех или иных деформационных механизмов (активность источников и стоков дислокаций в теле и границах зерен, аннигиляционных процессов, зарождения и аннигиляции вакансий и т.д.), характерных для микроструктурных состояний, сформированных на различных этапах ИПД, является весьма непростой, однако весьма актуальной задачей.

Для анализа эволюции механизмов деформации в зависимости от размера зерен к моменту постановки задач данной диссертационной работы использовались главным образом различные экспериментальные методы. Однако, полученная информация, к сожалению, носила неполный характер. В частности, к тому времени не удалось сделать надежные выводы об активности дислокационных процессов в теле и границах зерен, особенностях размножения дислокаций и их аннигиляции в OHM. В целом, были недостаточно проанализированы и интерпретированы механизмы деформации в OHM.

В то же время кинетическое моделирование показало свою плодотворность при анализе процессов и установлении их механизмов на этапе больших пластических деформации. В связи с этим еще одним актуальным направлением исследований, проведенных в данной диссертационной работе, явилось установление возможных механизмов деформации в зависимости от характера микроструктур, сформированных на различных этапах ИПД, и параметров процессинга.

Актуальность исследований подтверждается тем, что они выполнялись в рамках международного проекта LANL-T2-0197 «Model-driven manufacturing of nanocrystalline structures», гранта «Ведущие научные школы Российской Федерации» (НШ-294-2005.8), гранта РФФИ № 05-08-49967-а «Разработка научных основ технологии получения объемных наноматериалов при РКУ прессовании».

Цель работы. Целью настоящей диссертационной работы является развитие методик количественного анализа текстур и их применение для исследования механизмов деформации в Си и Ti, подвергнутых интенсивной пластической деформации.

Для достижения цели исследований в диссертационной работе были поставлены следующие задачи:

1. Разработать методику анализа процессов текстурообразования с использованием рентгеновского пучка малых размеров для анализа характера формирующихся преимущественных ориентировок в условиях неоднородного течения материала заготовок.

2. Применить специальные программы для представления ПФ в удобном виде и проанализировать текстуры простого сдвига, полученные в результате проведения съемки с плоскости образца, а не с его тонкого поперечного сечения.

3. На основе проведения экспериментальных исследований процессов текстурообразования методом РСА установить закономерности формирования преимущественных кристаллографических ориентировок в чистых Си и Ti, в ходе реализации ИПД с использованием различных схем и степеней деформации.

4. Методом компьютерного моделирования процессов текстурообразования установить возможный вклад систем кристаллографического скольжения и двойникования в экспериментальные текстуры, формирующиеся в чистых Си

и Ti при ИПД, реализованной с использованием различных схем и степеней деформации.

5. На основе развития дислокационной модели и проведения кинетического моделирования на примере Си и Ti выявить вклад различных механизмов в деформацию OHM в зависимости от схемы и степени, скорости и температуры деформации, приложенного давления.

6. На основе развития дислокационной модели и проведения кинетического моделирования выявить роль степени интенсивной пластической деформации на деформационное поведение Си и Ti.

кристаллографической текстуры в чистых Си и Ti в зависимости от схемы и степени ИПД. В частности, показано, что в Си на ранних стадиях ИПД кручением и при РКУ прессовании формируются кристаллографические текстуры с набором идеальных ориентировок , а'г, а, в и С, характерных для текстуры простого сдвига. Установлено, что после большого числа оборотов формируется частично рекристаллизованное состояние, что свидетельствует о протекании динамической рекристаллизации в заготовках. Кроме того, показано, что после 10 оборотов ИПД кручением активными системами скольжения являются системы {111}<110>, а также системы {112}<110> двойникования. Установлено, что как ИПД кручением, так и РКУ прессованием приводят к формированию в Ti кристаллографической текстуры, характеризующейся идеальными ориентировками h2{0001} < uvtw > и h6 {2ТТЗ} < НОТ >, которые остаются стабильными при увеличении степени деформации. На основе компьютерного моделирования процессов текстурообразования показано, что процессы текстурообразования в Ti могут быть объяснены скольжением дислокаций по базисным, призматическим, пирамидальным (первого рода) системам скольжения и частичных дислокаций по системам двойникования сжатия. Показано, что по мере увеличения степени деформации активность базисных систем скольжения увеличивается, в то же время активность призматических, пирамидальных (первого рода) систем скольжения и систем двойникования сжатия падает.

На основе кинетического моделирования количественно установлена активность дислокационных источников и стоков, а также аннигиляционных процессов в теле и в границах зерен OHM. В результате выявлены механизмы, ответственные за экспериментально наблюдаемое деформационное поведение чистых Си и Ti, подвергнутых ИПД, в зависимости от схемы и степени, скорости и температуры деформации, приложенного давления. В частности, выявлены закономерности влияния приложенного давления на активность источников и стоков дислокаций в границах зерен, обеспечивающих эволюцию микроструктуры в чистой наноструктурной Си. Установлено, что увеличение приложенного давления способствует увеличению активности существующих и вновь создаваемых в процессе деформации источников Франка-Рида.

Показано, что в Ti при примерно одинаковых температурно-скоростных условиях осадки в крупнокристаллическом состоянии активизируются как процессы двойникования, так и скольжения дислокаций, в субмикрокристаллическом состоянии роль двойникования понижается, а в наноструктурном состоянии роль двойникования пренебрежимо мала. Установлено, что в наноструктурном состоянии активизируются процессы аннигиляции дислокаций как в теле, так и в границах зерен, а также происходит более интенсивное накопление дислокаций в границах зерен, чем в теле зерен.

Методы исследований. Для решения задач, поставленных в данной диссертационной работе, использовались широкие возможности РСА и компьютерного моделирования. Исследования процессов текстурообразования как в Си, так и в Ti проводились с использованием специальной экспериментальной методики, заключающейся в использовании узкого рентгеновского пучка диаметром не более 0,6 мм. Результаты экспериментальных исследований обрабатывались с помощью наиболее современного программного продукта LABOTEX, а компьютерное моделирование процессов текстурообразования проводились с использованием пакета программ в рамках . вязкопластической самосогласованной (ВПСС) модели. Съемка неполных ПФ проводилась с плоскости образца, однако с помощью программного пакета LABOTEX осуществлялся поворот текстур, что в дальнейшем позволило напрямую сопоставлять результаты экспериментальных исследований с результатами моделирования текстур, формирующихся в условиях деформации простым сдвигом. Путем расчёта изменения ориентации и формы индивидуальных зёрен было предсказано развитие текстуры, обусловленной ИПД. Сопоставление результатов моделирования с экспериментальными данными РСА позволило сделать выводы о механизмах формирования кристаллографической текстуры в чистых металлах под действием ИПД и особенностях этого процесса в зависимости от условий деформации и типа деформируемого материала.

Для описания характера кривых растяжения «напряжение-деформация», характерных для OHM, были использованы дислокационные модели

Зехетбауера и Эстрина-Тота. При этом данные модели были модернизированы с учетом особенностей протекания процессов в OHM. В частности, в модели Эстрина - Тота был учтен экспериментально наблюдаемый в OHM рост углов разориентировок между соседними зернами с увеличением степени деформации. В модели Зехетбауера было учтено механическое двойникование, которое наряду со скольжением, представляет собой важнейший механизм деформации ГПУ металлов с низкой энергией дефекта упаковки.

Основные положения, выносимые на защиту.

1. Методика анализа процессов текстурообразования с использованием рентгеновского пучка малых размеров и поворота текстур для характеристики преимущественных ориентировок в условиях неоднородного течения ИПД материала.

2. Схемы и степень ИПД в Си определяют кристаллографическую текстуру, величину плотности дислокаций, особенности ее распределения между внутренними областями зерен и границами зерен, а также процессы взаимодействия (аннигиляции) дислокаций.

3. Уменьшение размера зерен в результате ИПД приводит к изменению механизмов деформации в Ti, при этом вклад двойникования по сравнению с вкладом дислокационного скольжения понижается и становится пренебрежимо малым в УМЗ состоянии.

Практическая значимость. На основе проведенных экспериментальных исследований и компьютерного моделирования получило развитие научное направление, связанное с анализом механизмов деформации металлических материалов в ходе ИПД, а также при деформации OHM. Осуществлен анализ специфического деформационного поведения объемных УМЗ и нанокристаллических материалов, а также выявлены присущих им механизмы деформации. Полученные результаты имеют практическое значение, поскольку могут быть использованы при чтении курса лекций по дисциплине «Материаловедение», а также при создании карт типичных полюсных фигур и функций распределения ориентировок для металлов с ГЦК и ГПУ решетками при деформации простым сдвигом, что может быть полезно научным работникам, занимающихся рентгеноструктурным анализом и исследованиями деформационного поведения металлических материалов.

Апробация работы. Основные результаты, изложенные в диссертационной работе, докладывались на XLI семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Тамбов, 2003), ХШ международной конференции «Высокие давления 2004. Фундаментальные и прикладные аспекты» (Донецк, 2004), Международной конференции «EMRS Meeting» (Варшава, 2005), школе-конференции молодых ученых «Биосовместимые наноструктурные материалы и покрытия медицинского назначения» (Белгород, 2006), конференции «XVI Петербургские чтения по проблемам прочности» (Санкт-Петербург, 2006), Международном симпозиуме «SOTAMA» (Краков, 2007), X Международной конференции «Высокие

давления-2008. Фундаментальные и прикладные аспекты» (Судак, 2008), Первой международной научной конференции «Наноструктурные материалы - 2008 Беларусь-Россия-Украина» (Минск, 2008), Международном симпозиуме «Объемные наноструктурные материалы: от науки к инновациям» (Уфа, 2007 и 2009), 5 Международной конференции NanoSPD (Нанкин, 2011).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 31 печатных работы, из них 13 в российских и зарубежных ВАК журналах, 2 статьи в зарубежных научных журналах и 16 тезисов докладов.

Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка цитируемой литературы. Работа содержит 181 страницу текста, 50 рисунков, 11 таблиц. Список цитируемой литературы включает 202 наименований. Экспериментальные исследования Си и Ti методом рентгеноструктурного анализа были выполнены в рамках совместных работ с коллегами из Института металлургии и материаловедения им. А. Крупковского Польской академии наук (г. Краков, Польша), кафедры физики УГАТУ и Института физики перспективных материалов НИЧ УГАТУ.

Диссертационная работа выполнена при научной консультации профессора, чл.-корр. АН РБ Р.З. Валиева.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИОННОЙ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность диссертации, сформулированы цель и задачи исследований, перечислены полученные новые результаты, раскрыта их практическая ценность, представлены положения, выносимые на защиту.

В первой главе представлен обзор литературных данных по особенностям деформационного поведения и процессов текстурообразования в чистых Си и Ti в ходе больших пластических деформаций и в случае ИПД. Отмечено, что, несмотря на достаточное количество публикаций, остается открытым вопрос о количественном установлении активных систем скольжения и/или систем двойникования в чистых Си и Ti в ходе ИПД. Показано, что методы РСА и компьютерного моделирования являются эффективными инструментами для анализа и интерпретации механизмов деформации в OHM. Исходя из вышеизложенного, сформулированы цели диссертационной работы и поставлены задачи исследования.

Вторая глава содержит сведения о материалах и методиках, использованных при проведении исследований. В данной работе исследовались чистая Си и Ti марки ВТ 1-0. В исходном состоянии Си и Ti представляли собой прутки диаметром 20 мм, из которых вырезались заготовки для формирования УМЗ структур двумя методами ИПД, а именно: ИПД кручением и РКУ прессования.

В случае ИПД кручением экспериментальная установка монтировалась на гидравлическом прессе, что позволяло создавать давление между бойками

до 6 ГПа. Достижение высоких степеней деформации при этом контролировалось экспериментально путем подсчета количества оборотов неподвижного бойка вокруг собственной оси. Как для Си, так и для Ti образцов (020x0,7 мм) ИПД кручением проводилось при комнатной температуре.

При РКУ прессовании использовался маршрут Вс, при котором заготовка перед каждым последующим проходом поворачивалась на 90° вокруг своей оси по часовой стрелке. Температура прессования в случае Си равнялась комнатной, а в случае Ti - 450 °С.

Экспериментальные исследования кристаллографической текстуры проводились методом рентгеновской дифракции. Измерения были выполнены с использованием дифрактометра системы Philips X'Pert, оснащенного текстурным гониометром АТС-3, а также дифрактометра ДРОН-Зм с автоматической текстурной приставкой. При съемке ПФ использовалось монохроматическое рентгеновское излечение Си К^ (1,540598 А). Диаметр облучаемой области соответствовал 0,6 мм. На основе разработанной методики анализа процессов текстурообразования с использованием рентгеновского пучка малых размеров, успешно проанализирован характер формирующихся преимущественных ориентировок в условиях неоднородного течения материала заготовок в ходе ИПД. Использовались специальные программы для поворота ПФ, что позволило представить распределение кристаллографических ориентировок в виде удобном для анализа текстур простого сдвига, а также проводить съемку текстур с плоскости образца, а не с его тонкого поперечного сечения. Результаты экспериментальных исследований представлялись в виде ПФ и ФРО, рассчитанных с использованием пакета программы LABOTEX.

Моделирование процессов текстурообразования проводилось в рамках ВПСС модели. Для анализа механизмов деформационного поведения в OHM использовалось компьютерное моделирование в рамках дислокационных моделей, разработанных Зехетбауером и Эстриным-Тотом и модернизированных с учетом особенностей ИПД. В частности, дислокационная модель Зехетбауера была модернизирована для учета механического двойникования, характерного для ГПУ металлов. Модель Эстрина-Тота, учитывающая активизацию источников и стоков дислокаций в стенках и теле ячеек в ходе деформации, была модернизирована для учета экспериментально наблюдаемого роста углов разориентировок с увеличением степени ИПД, влияющего на характер взаимодействия решеточных дислокаций с внутренними поверхностями раздела в исследуемом материале.

В третьей главе представлены результаты экспериментальных исследований и моделирования процессов формирования кристаллографической текстуры в Си в ходе ИПД кручением и РКУ прессования. Экспериментальные полные ПФ, соответствующие кристаллографической текстуре чистой Си в различных исследованных состояниях, представлены на рис. 1. В исходном состоянии вид ПФ

свидетельствует о хаотичном расположении текстурных максимумов (рис. 1а). На начальном этапе ИПД кручением без поворота бойков, толщина заготовки уменьшилась на ~ 50%. При этом сформировалась текстура сжатия (рис. 16). При ИПД кручением под высоким давлением во всех исследованных заготовках с N = 1 и вплоть 10 произошло формирование компонент А[,А\, А, А, В, В и С на ПФ (111) (рис. 1в, г, д), которые соответствуют компонентам текстуры простого сдвига.

Рис. 1. Экспериментальные ПФ (111) Си в плоскости сдвига: а) исходное состояние, б) состояние после осадки, в) состояние после ИПД кручением, число оборотов N = 1, г) состояние после ИПД кручением, N = 5, д) состояние после ИПД кручением, N = 10, е) положения идеальных ориентировок простого сдвига, ж) положения идеальных ориентировок текстуры рекристаллизации.

После ИПД кручением с 10 оборотами наблюдается наложение текстуры рекристаллизации на текстуру простого сдвига (рис. 1д). Процесс рекристаллизации связан с поглощением старых зерен новыми равноосными зернами с большеугловыми границами зерен. Он активизируется при достижении определенной степени деформации. В рассматриваемом случае об этом свидетельствует текстура, характерная для состояния с N = 10. При этом, помимо компонент текстуры простого сдвига, на ПФ (111) наблюдается формирование доминирующих компонент Rl(lll)[113], R2 (120)[211], R3(023)[332] и R4(l22)[221], характерных для текстуры рекристаллизации (рис. 1ж).

Интерпретация полученных экспериментальных кристаллографических текстур представляет собой значительные сложности. В связи с этим был

проведен анализ процессов текстурообразования при ИПД методом компьютерного моделирования. В рамках данной диссертационной работы при моделировании были учтены системы {111}<110> и {110}<110> скольжения и системы {112}<110> двойникования, характерные для ГЦК металлов.

На рис. 2 представлены результаты моделирования процессов текстурообразования при ИПД, когда действуют системы скольжения {111}<110> и {110}<110> и системы двойникования {112}<110>. Полученные в результате моделирования прямые ПФ (111) воспроизводят основные компоненты текстуры сдвига с разумной точностью. Сопоставление результатов эксперимента (рис. 1) и моделирования (рис. 2) в соответствующих состояниях указывает на хорошее соответствие между ними. В частности, при N=1 доли компонент А, В, и С в случае эксперимента равняются 0,89, 1,13 и 1,01 соответственно, а случае моделирования они соответственно равны 0,71, 1,23 и 1,22. В целом, результаты моделирования адекватно отражают тенденцию изменения объемных долей ориентировок, которые наблюдаются экспериментально.

В результате моделирования установлены активные системы скольжения и двойникования. Сформированная кристаллографическая текстура на начальных этапах ИПД кручением может быть объяснена активностью дислокационного скольжения по системам {111}<110> и {110}<110> скольжения. При больших степенях ИПД кручением наряду со скольжением по системам {111}<110> и {110}<110> активизируется деформационное двойникование по системам {112}<110>. Данное состояние также частично рекристаллизовано.

Рис. 2. Модельные ПФ (111) Си в плоскости 1-2: а) - исходное состояние, б) ИПД кручением N- 1, в) ИПД кручением N= 5 и г) ИПД кручением /V = 10.

После 1-го прохода РКУ прессования ФРО характеризуется набором максимумов, соответствующих идеальным ориентировкам А,',А*г, А, А, В,

В и С, которые лежат на фибрах /ь f2 и /з (рис. 3). Объемная доля всех ориентировок резко возрастала после первого прохода РКУ прессования. При увеличении числа проходов РКУ прессования вплоть до двух, интенсивность симметричных текстурных максимумов А[,А*г и С на ФРО незначительно

МиМХООО Мах=103СМ

уменьшилась. Кроме того, на ФРО хорошо прослеживается смещение этих максимумов. При этом возросла только компонента В. После четвертого прохода РКУ прессования происходит увеличение объемных долей ориентировок В и В .

Рис. 3. ФРО для Си: а) после первого, б) второго, в) четвертого и г) двенадцатого прохода РКУ прессования. Сечение ср2=45°.

При увеличении числа проходов вплоть до 12 проходов наблюдается устойчивый рост интенсивности текстурных максимумов (рис. 3). Перераспределение интенсивности максимумов после первого прохода, а, следовательно, преимущественных ориентацией зерен с увеличением количества проходов, возможно, свидетельствует о более сложном характере полей напряжений в деформируемом материале. По-видимому, это связано с пересечением плоскостей сдвига в результате изменения ориентации заготовки между проходами.

Кристаллографические текстуры Си, подвергнутой первому и последующим проходам РКУ прессования, идентичны и характеризуются доминирующими компонентами {П0}<111> (рис. 3). В то же время после первого прохода максимумы Л,*, Аг и С расположенные на ФРО, смещаются к к ориентировкам В и В . В связи с чем объемная доля компонент А{, /С и С с увеличением числа проходов РКУ прессования уменьшается, а доля компонент В и В возрастает. Это указывает на активизацию дислокационного скольжения по системам {110}<110> скольжения.

В целом, окончательно сформировавшаяся текстура может быть описана основными текстурными максимумами (111)[ 1 1 2], (111)[11 2], (1 1 1)[110], (Т1Т)[ТТ0], (И2)[110], (И2)[ТТ0] и (001)[110], характерными для текстур простого сдвига. Вид ФРО после разного числа проходов довольно схож. Об этом свидетельствует расположение текстурных максимумов на ФРО (рис. 3).

Основными компонентами текстуры, сформировавшейся в результате вышеуказанных схем ИПД, являются компоненты {111}<110>. Активность дислокационного скольжения по системам {110}<110> заметна лишь на

начальном этапе ИПД кручением, а при РКУ прессовании эти системы скольжения активны вплоть до 12 проходов.

Процессы текстурообразования в Си как при ИПД кручением, так и при РКУ прессовании имеют как общие черты, так и особенности. Общие черты результатов исследования процессов текстурообразования при ИПД кручением и РКУ прессованием заключаются в том, что расположение текстурных максимумов описывается одним и тем же набором компонент а;,а'2, а, а, в, в и с. Кроме того, действуют одинаковые системы скольжения {111 }<110> при реализации этих схем деформации.

В то же время при реализации этих схем деформации также существуют отличия. Например, в случае РКУ прессования происходит смещение идеальных ориентировок Л"х, Л'2 и С. Это способствует ослаблению этих текстурных компонент и усилению других ориентировок, в частности ориентировок в и в. В случае РКУ прессования активны системы {111}<110> и {110}<110> скольжения, а в случае ИПД кручением системы {110}<110> скольжения действует только в начальных этапах ИПД кручением. Кроме того, при ИПД кручением при высоких степенях деформации часть зерен рекристаллизовано.

В четвертой главе представлены результаты экспериментальных исследований и моделирования процессов формирования кристаллографической текстуры в Ti в ходе ИПД кручением и РКУ прессованием.

При ИПД кручением под высоким давлением во всех выбранных зонах исследованных заготовок, начиная с n = 0,5 и вплоть до n =5, произошло формирование текстуры простого сдвига (рис. 4г, д, е). При этом, на ПФ также наблюдаются следы текстуры осадки (рис. 4). В ходе ИПД кручением на начальных этапах процесса происходит переориентация кристаллографических решеток зеренной структуры. В частности, при n = 0,1 формируются компоненты текстуры HI, НЗ, Н4, Н5 и Н6 на ПФ (0001) (рис. 4в, 5), которые связаны с активностью скольжения <а> дислокаций по пирамидальным {1011}<1210> и <а+с> дислокаций по пирамидальным 1го {lOll}<ТТ23> и 2го порядка {1122}<И23>, а также деформации двойникованием по плоскостям типа {21Т2} < 21 Тз > и {1012}< 1011>. Скольжение дислокаций по базисным плоскостям пока ограничено.

Увеличение числа оборотов до n = 0,5 приводит к усилению компоненты HI на фибрах hi и h2, которая свидетельствует об активизации скольжения дислокаций по базисным {0001} < uvtw > системам скольжения. Появляется новая компонента текстуры Н2 <0001>(0002), расположенная на фибре hi. Также увеличивается роль деформации двойникования растяжением, о чем свидетельствует возникновение компоненты Н6 на ПФ (0001) (рис. 4г). Вместе с тем, компонента Н4, показывающая активность <а+с> дислокаций по пирамидальным 1го {10ll}<Il23> и 2го порядка

{1122}<1 123 >, уменьшается. Вклад деформации двойникованием сжатия падает (компонента Н5).

щ ^

ШгО.г® М»: 3398

Рис. 4. Экспериментальные ПФ (0001) а-'П в плоскости сдвига: а) исходное состояние; б) состояние после осадки; в) состояние после ИПД кручением, N = 0,1; г) состояние после ИПД кручением, N = 0,5; д) состояние после ИПД кручением, N = 1, е) состояние после ИПД кручением, N=5.

а) б)

— л < / «М> 1 *-м / т \ / \, и** .....X \

1 (М) | * Г / \ <М1 / \ у \ (№) > / /

Рис. 5. Положения идеальных ориентировок на плоскости (0001), соответствующих состоянию после простого сдвига для металлов с ГПУ-решеткой (с/а=1,633): а) фибры скольжения (Ъ1-114), б) фибры двойникования (Ь5 - сжатия и Ь6 - растяжения).

Подобная тенденция сохраняется при дальнейшем увеличении числа оборотов вплоть до N = 1 (рис. 4д). При этом, острота текстурных максимумов возрастает. В частности, компонента Н1 возрастает в 1,27 раз, а компонента Н6 в 1,07 раз. Увеличение числа оборотов до Л' = 5 приводит к

размытию текстурных максимумов и уменьшению значений полюсной плотности. На ПФ (0002) всё ещё видны идеальные ориентировки Н1 и Н2 текстуры простого сдвига. Подобную тенденцию к некоторому размытию текстуры с увеличением степени ИПД также подтверждают результаты вычисления величин объёмных долей ориентировок, расположенных вдоль фибры h2{0001} < uvtw > после различного числа оборотов при кручении.

С началом кручения после завершения осадки методом РСА обнаружено появление га фазы Ti, причем ее доля нарастает по мере увеличения числа оборотов. Количественный фазовый анализ показал, что, если после 0,1 оборота доля ю фазы составляет -1%, то после 7V=0,5 она возрастает до -33%, а после n~5 составляет -58%.

Таким образом, при кручении под высоким давлением, равном 6 ГПа, начиная с 0,1 оборотов, наблюдается фазовое превращение а—><а. При этом объемная доля фазы высокого давления с увеличением числа оборотов при ИПД кручением возрастает. После n= 5 оборотов со-фаза становится основной фазой в ИПД Ti.

Анализ результатов моделирования в co-Ti указывает на то, что действие как пирамидальных <а> систем скольжения, так и систем двойникования растяжения и сжатия приводят к формированию кристаллографической текстуры, близкой к экспериментальной. Скольжение дислокаций в со фазе Ti по пирамидальным <а+с> системам Iro и 2го порядков активно лишь на начальных стадиях ИПД. В целом реализация скольжения дислокаций по базисным, пирамидальным системам скольжения и систем двойникования растяжения при больших степенях деформации приводит к развитию аналогичных текстур.

Сформированная кристаллографическая текстура в a-Ti после первого прохода РКУ прессования характеризуется одним главным максимумом, соответствующей ориентировке Е (0001) [1210] и двумя побочными максимумами с ориентировками А - (0221) [01 12], Н - (011 0) [1 011], расположенными на периферии ПФ (рис. 6). После четвертого прохода ПФ характеризуются одним основным максимумом, смещенным по отношению к центру и относящимся к компоненте F - (1 10 2 ) [13 41] (рис. 7).

При реализации РКУ прессования по маршруту Вс заготовка поворачивается на 90°. При этом основной максимум разворачивается относительно продольной оси 1 на угол -45° и превращается в наиболее интенсивный максимум, соответствующий компоненте F (1 10 2) [13 41]. В целом, исследование кристаллографической текстуры в a-Ti, формирующейся в результате 4-х проходов РКУ прессования, выявило формирование выраженных максимумов, соответствующих ориентировкам сдвига В - (ОНО) [2021], С - (ОНО) [lOlO], F - (Tl02) [134 1], которые отсутствовали после первого прохода (рис. 6, 7). При этом вклад базисных систем скольжения {0001}<uvtw> существенно уменьшился и стал сопоставимым с вкладом пирамидальных систем скольжения.

а)

б)

ШК>.0№> Мяс-9.397

Рис. 6. а) экспериментальная и б) модельные ПФ (0001) а-Т\ после первого прохода РКУ прессования.

Рис. 7. а) экспериментальная и б) модельная ПФ (0001) а- П после четвертого прохода РКУ прессования по маршруту Вс, в) идеальные ориентировки.

По-видимому, это в какой-то степени связано с подавлением активности систем скольжения в расчете на зерно (рис. 8а), а также изменением активных систем скольжения (рис. 86).

Наиболее сильное изменение средней активности систем скольжения в расчете на зерно происходит в течение первого прохода РКУ прессования, что свидетельствует об уменьшении общего числа преимущественных ориентировок. Последнее связано с поворотом зерен в ходе деформации, поскольку зерна принимают определенную кристаллографическую ориентацию в пространстве.

При первом проходе РКУ прессования, наиболее активными системами по отношению к другим системам скольжения и двойникования являются базисные {0001} системы скольжения. Активность дислокационного скольжения по базисным системам увеличивается по мере возрастания степени накопленной деформации в ходе первого прохода РКУ прессования. Кроме того, в начале первого прохода наибольшую активность имеют пирамидальные <с+а> (первого рода) системы скольжения, активность которых гадает к концу первого прохода. Скольжение дислокаций по призматическим системам скольжения также заметна в ходе первого прохода РКУ прессования, активность которых практически не изменяется с увеличением степени накопленной деформации. Двойникование сжатием заметно лишь в начале первого прохода РКУ прессования.

а)

б)

в)

2 2

Деформация по фон Мизесу Деформация по фон Мизесу

Рис. 8. а) относительная активность систем скольжения и систем двойникования; б) средняя активность систем на зерно в зависимости от степени деформации (а-И, РКУ прессование, Т~ 123 К).

При втором проходе РКУ прессования, наиболее активными системами скольжения призматические, затем базисные и пирамидальные (первого рода) системы скольжения. При этом также как и при первом проходе, активность базисных систем нарастает, а пирамидальных уменьшается. Скольжение по призматическим системам скольжения постепенно ограничивается. В начале третьего прохода РКУ прессования наиболее активными системами скольжения являются пирамидальные (первого рода), затем призматические, базисные системы скольжения. Однако в конце третьего прохода наиболее активны базисные системы, а действие пирамидальных и призматических систем примерно одинакова.

При четвертом проходе, когда образец завершает весь цикл поворота вокруг собственной продольной оси, активность вышеуказанных систем подобна первой. Однако, начальная активность базисных и призматических систем довольно высока, а пирамидальных низка по сравнению с первым проходом.

Таким образом, обнаружено, что активность базисных, пирамидальных и призматических систем скольжения является определяющей в формировании кристаллографической текстуры в а-К в процессе РКУ прессования.

В пятой главе представлены результаты проведенного в рамках кинетического моделирования анализа эволюции микроструктуры и механизмов деформационного поведения при растяжении Си и Т1 в разных структурных состояниях.

Медь, подвергнутая РКУ прессованию, в сравнении с крупнозернистым состоянием, проявляет в несколько раз более высокое значение предела текучести и значительно менее выраженное деформационное упрочнение на стадии пластического течения (рис. 9а).

Характер деформационной кривой растяжения Си после первого прохода РКУ прессования имеет более сложный вид, чем соответствующая

кривая для исходного состояния (рис. 9а). Различимы стадии Ш и IV деформационного упрочнения. Аналогичный характер имеет деформационная картина для Си после 2, 4 и 8 проходов РКУ прессования по маршрутам Вс (рис. 96, в).

Исследование влияния приложенного давления, числа проходов и маршрута РКУ прессования на механизмы деформационного поведения Си в ходе ИПД было выполнено на основе модернизированной дислокационной модели Эстрина - Тота.

а) б) в)

Рис. 9. Экспериментальные (символы) и модельные (сплошные линии) зависимости приведенного напряжения сдвига / от приведенной сдвиговой деформации / для меди: а) исходное состояние, состояния после 1 и 2 проходов РКУ прессования, б) после 4 и в) 8 проходов РКУ прессования.

Модель позволила предсказать характер эволюции усредненной, решеточной и зернограничной плотностей дислокаций в зависимости от приведенной сдвиговой деформации. Сравнение рассчитанной в рамках модели усредненной плотности дислокаций для Си при растяжении в исходном состоянии с экспериментальными данными показывает хорошее соответствие. Предсказанные усредненные плотности дислокаций после дополнительного растяжения после РКУ прессования быстро достигают насыщения и во всех случаях составляют 5-7x1015 м~2, что не противоречит современным представлениям.

Рост плотности дислокаций в стенках ячеек, а значит и разориентировок между соседними ячейками, может быть связан с поглощением решеточных дислокаций стенками ячеек, а также активизацией в них новых источников Франка-Рида. Об активизации указанных механизмов свидетельствует и характер изменения параметров модели (ос, [? и ко). При этом коэффициенты эффективности стока дислокаций в стенки ячеек (Т и аннигиляции дислокаций ко увеличиваются в 5,41 и 5,75 раза соответственно в случае растяжения образцов после 8 прохода РКУ прессования по сравнению с исходньм состоянием. Рост плотности решеточных дислокаций связывается в данной модели с активизацией источников Франка-Рида, отражаемой в величине коэффициента а, который увеличивается более чем

в четыре раза в случае растяжения образцов после 8 прохода РКУ прессования по сравнению с исходным состоянием.

Как показали результаты моделирования, сильное измельчение зерен-ячеек вплоть до 200 нм, происходит уже после первого прохода РКУ прессования. Это коррелирует с результатами экспериментальных исследований. Разориентировки между соседними зернами-ячейками увеличиваются с увеличением числа проходов РКУ прессования. После 8 проходов РКУ прессования и дополнительного растяжения (/=1,2) разориентировки становятся преимущественно высокоугловыми и достигают в среднем значений близких 25°-30°.

В случае ИПД кручением Си модель Эстрина-Тота позволила оценить вклад в упрочнение трех различных компонентов: 1) о1 - скорости разупрочнения материала, вызванного уменьшением объемной доли стенок ячеек, 2) и 3) в" и в" - скорости упрочнения стенок и внутренних областей ячеек соответственно. Вклад внутренних областей ячеек в общее упрочнение выше, чем вклад стенок ячеек, причем оба достигают максимума в начале стадии IV деформационного упрочнения. Составляющая в"¡в' уменьшается с увеличением приложенного давления, что связано с малой объемной долей стенок ячеек и уменьшением относительной доли плотности дислокаций в стенках ячеек. Составляющая в°¡в' с увеличением приложенного давления остается практически постоянной, так как внутренние области занимают большую долю объема, а плотность дислокаций в теле ячеек с увеличением приложенного давления увеличивается быстрее, чем в границах, и скорости изменения плотности дислокаций во внутренних областях с деформацией становятся выше с увеличением давления.

При увеличении приложенного давления при ИПД кручением от 0,8 Па до 8 ГПа, коэффициент а прироста плотности дислокаций в теле ячеек за счет работы источников Франка-Рида, находящихся на поверхности стенок ячеек, увеличивается в 4,3 раза. Это может быть связано с тем, что в результате увеличения плотности дислокаций уменьшается длина дислокационных сегментов, что ведет к увеличению касательных напряжений, необходимых для действия источников Франка-Рида. Увеличение прикладываемого напряжения позволяет не только поддержать работу источников, но и ведет к активизации новых.

Коэффициент р прироста плотности дислокаций во внутренних областях ячеек в результате стока дислокаций в стенки ячеек увеличивается более чем в 2,3 раза, что, по-видимому, обусловлено уменьшением длины свободного пробега дислокаций в связи с уменьшением размера зерен-ячеек в результате увеличения приложенного давления.

Механизмы деформации в Тл в рамках модернизированной дислокационной модели Зехетбауэра были проанализированы для трех состояний, а именно: в крупнокристаллическом (КК), субмикрокристаллическом и ультрамелкозернистом (УМЗ) состояниях, полученных методом РКУ прессования (рис. 10 а, б, в). На начальной стадии

деформации образцов, в КК состоянии, напряжение течения, обусловленное дислокационным скольжением быстро нарастает, а затем несколько замедляется (рис. 10а). Это соответствует тому, что в теле крупных зерен и их границах начинают работать источники дислокаций Франка-Рида. Формируется ячеистая микроструктура с малоугловыми стенками ячеек, которые также становятся источниками накопления и стока дислокаций. Однако общая плотность дислокаций невелика (~ 5,8 х 1013 м-2 при £ = 0,1), процессы накопления и аннигиляции дислокаций в теле и накопления дислокаций в стенках ячеек протекают слабо, а аннигиляции дислокаций в стенках ячеек активно.

в)

Рис. 10. Экспериментальные (символы) и модельные (линии) зависимости истинного напряжения а от истинной деформации осадкой е И. а) Крупнокристаллическое состояние, е = 10"3 с"1. Т= 473 К, б) после 1 прохода РКУ прессования, е - 2*102 с"1. т = 548 К, в) после 8 прохода РКУ прессования, е = 10"3 с"1. т= 573 К.

Вклад двойникования в напряжение течения КК И становится заметным после £> 0,06-0,10 и достигает чуть больше половины от соответствующего вклада дислокаций при е > 0,30. Это означает, что вклад двойникования в упрочнение П в КК состоянии может быть весьма весомым. Об этом свидетельствует также весьма высокое значение параметра £ = 1,35, отражающего вклад двойникования в деформационное упрочнение металла.

Кривая «напряжение-деформация» "П в промежуточном состоянии, полученная путем осадки после первого прохода РКУ прессования, характеризуется с постепенным затуханием деформационного упрочнения (рис. 106). После е » 0,4 наблюдается насыщение напряжения течения. Модельная кривая, описывающая вклад дислокационного скольжения в напряжение течения в зависимости от степени деформации, насыщается при е « 0,5. Модельная кривая, описывающая вклад двойникования в зависимости от степени деформации насыщается при е ~ 0,3. При этом вклад двойникования в напряжение течения достигает ~1а от вклада дислокаций. Кроме того, процессы накопления дислокаций в теле и стенках ячеек, их аннигиляции в теле ячеек существенно активизируются, а в границах ячеек подавляются. При этом роль двойникования в упрочнении металла

существенно уменьшается. На это указывает понизившееся более чем в 2 раза значение коэффициента £

Кривая «напряжение-деформация» Т\ в УМЗ состоянии, полученная путем осадки после 8-го прохода РКУ прессования (маршрут Вс) при температуре, понижающейся в интервале 723+673 К, характеризуется быстрым затуханием деформационного упрочнения (рис. 10в). Уже после е ®

0.02.наблюдается насыщение напряжения течения. Плотность дислокаций при степени деформации е = 0,1 достигает 3,9x10й м~2. Процессы накопления и аннигиляции дислокаций в теле и границах зерен, также как и аннигиляции дислокаций в теле зерен, многократно активизируются, а аннигиляции дислокаций в границах зерен многократно подавляются. Вклад двойникования в напряжение течения в зависимости от степени деформации слабо проявляется при е > 0,15. При этом коэффициент £. = 0,02 очень мал. Это указывает на крайне незначительную роль двойникования при осадке УМЗТ1

В заключении сформулированы основные результаты и выводы:

1. Разработанная методика анализа процессов текстурообразования с использованием рентгеновского пучка малых размеров и специальных программ для поворота ПФ позволяет представить распределение кристаллографических ориентировок в виде, удобном для анализа текстур простого сдвига.

2. Процессы текстурообразования в Си, подвергнутой ИПД кручением, происходят поэтапно с формированием текстуры сжатия на стадии нагружения заготовки, текстуры простого сдвига на начальных и промежуточных стадиях кручения и текстуры частично рекристаллизованного состояния со следами двойникования на завершающей стадии.

3. ИПД методом РКУ прессования приводит к формированию в Си текстуры простого сдвига, обусловленной активностью дислокационного скольжения по системам {111}<110>, с последующей активизацией систем скольжения {110}<110>.

4. В ходе ИПД кручением в а-Т! активность пирамидальных систем скольжения, а также систем двойникования растяжения и сжатия сменяется активностью базисных, призматических и пирамидальных (первого рода) систем скольжения и систем двойникования растяжения, и, наконец, активностью базисных систем скольжения и систем двойникования растяжения. При этом текстура сжатия сменяется текстурой простого сдвига с наложением на неё текстуры осадки.

5. В га-Тл увеличение степени ИПД кручением сопровождается немонотонным изменением общего вида распределения преимущественных ориентировок, что указывает на смену механизмов деформации. Результаты моделирования показали, что на начальных этапах ИПД кручением действуют пирамидальные <а+с> системы 1го и 2го порядков. Активностью

пирамидальных <ä> систем скольжения, а также систем двойникования растяжения и сжатия, объясняется формирование кристаллографической текстуры при больших степенях ИПД кручением.

6. В a-Ti, подвергнутом РКУ прессованию при температуре 450°С, обнаружено формирование кристаллографических текстур, характерных для деформации простым сдвигом. Вид формирующихся текстур объясняется активизацией базисных, призматических и пирамидальных (первого рода) систем скольжения и в незначительной мере двойникованием сжатия. Увеличение числа проходов при РКУ прессования приводит к усилению вклада базисных и призматических систем скольжения, а также незначительному ослаблению вклада пирамидальных систем скольжения (первого рода).

7. Увеличение давления при ИПД кручением приводит к росту плотности дислокаций в теле зерен в результате стока дислокаций в границы зерен. При этом, активизируются Франка-Рида, находящихся в границах зерен, а также процессы аннигиляции дислокаций.

8. Состояния после РКУ прессования характеризуются активизацией источников Франка-Рида в границах зерен, процессов стока дислокаций в тело зерен и аннигиляции дислокаций по сравнению с исходным КК состоянием.

9. На основе развитой кинетической модели Зехетбауера установлен вклад систем скольжения и двойникования в формирование особенностей деформационного поведения КК Ti и Ti с измельченной в результате РКУ прессования микроструктурой. Показано, что при примерно одинаковых температурно-скоростных условиях сжатия в крупнокристаллическом состоянии активизируются как процессы двойникования, так и процессы дислокационного скольжения. При измельчении микроструктуры роль двойникования понижается, а в УМЗ состоянии роль двойникования пренебрежимо мала.

СПИСОК ОСНОВНЫХ ПУБЛИКАЦИЙ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Ситдиков В.Д., Александров И.В., Еникеев H.A. Анализ деформационного поведения меди в различных структурных состояниях // Вестник Тамбовского Университета - 2003.- Т. 8, № 4. - С. 680-682.

2. Александров И.В., Чембарисова Р.Г., Ситдиков В.Д., Анализ деформационного поведения меди в различных структурных состояниях // Физика и техника высоких давлений - 2005.- Т. 15, № 1. - С. 19-30.

3. Александров И.В., Ситдиков В.Д. Использование трехмерной дислокационной модели Эстрина-Тота для анализа деформационного поведения меди // Вестник УГАТУ - 2006. - Т.7, № 3. - С. 35-41.

4. Sitdikov V.D., Chembarisova R.G., Alexandrov I.V. Analysis of Deformation Behavior of Cu Processed by High Pressure Torsion // Solid State Phenomena, 2006.-V. 114, p. 101-106.

5. Александров И.В., Чембарисова Р.Г., Ситдиков В.Д., Рааб Г.И., Казыханов

В.У. Анализ деформационного поведения меди, подвергнутой равноканально-угловому прессованию и последующему растяжению // Физика металлов и металловедение - 2007, Т. 104, № 3. - С. 319-327.

6. Alexandrov I.V., Chembarisova R.G., Sitdikov V.D. Analysis of the deformation mechanisms in bulk ultrafme grained metallic materials // Materials Science and Engineering A - 2007. - V. 463. - P. 27-35.

7. Alexandrov I.V., Sitdikov V.D. Crystallographic Texture Development in CP Ti Subjected to ECAP // Mater. Sci. Forum - 2008. - V. 584-586. - P. 765-770.

8. Alexandrov I.V., Chembarisova R.G., Sitdikov V.D. Analysis of deformation behaviour of Ti in different structural states // Materials Science and Engineering A -2008.- V. 483-484. - P. 537-540.

9. Alexandrov I., Bonarski J., Korshunov A., Tarkowski L., Sitdikov VD. Homogeneity of the Crystallographic Texture and Deformation Behaviour in Cu and Ti under Severe Plastic Deformation // Archives of Metallurgy and Materials - 2008. - V. 53, N. 1, - P. 237-242.

10.Alexandrov I.V., Chembarisova R.G., Sitdikov V.D., Kazyhanov V.U. Modeling of deformation behavior of SPD nanostructured CP titanium // Materials Science and Engineering A - 2008. - V. 493. - P. 170-175.

11.Alexandrov I.V., Chembarisova R.G., Sitdikov V.D. Analysis of Deformation Behavior of CP Ti with Different Grain Sizes by Means of Kinetic Modeling // Archives ofMetallurgy and Materials-2008.-V. 53;N. l.-P. 11-16.

12.Александров И.В., Ситдиков В.Д., Бонарски Я.Т. Эволюция кристаллографической текстуры в технически чистом титане, подвергнутом равноканально - угловому прессованию // Вестник УГАТУ -2009. - Т. 12, № 2(31). - С. 76-82.

13. Александров И.В., Ситдиков В.Д., Бонарски Я.Т. Эволюция кристаллографической текстуры в меди, подвергнутой интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением //Физика и техника высоких давлений - 2009. - Т. 19, № 2. - С. 110-117.

14.Bonarski J.T., Alexandrov I., Sitdikov V., Tarkowski L., Grzonka J. and M. Bieda-Niemiec. Texture/stress characteristics of microstructure used in interpreting deformation effects of Ti subjected to ECAP process // Solid State Phenomena - 2010. - V. 160. - P. 103-108.

15.Sitdikov Y.D., Alexandrov I.V., Bonarski J.T. X-Ray Analysis of a and w -Phases of Ti, Subjected to High-Pressure Torsion // Materials Science Forum -2011.-V. 667-669.-P. 187-192.

Подписано в печать 10.06.11 г. Формат 60x84 1/16. Бумага офсетная. Печать ризографическая. Тираж 100 экз. Заказ 517. Гарнитура «TimesNewRoman». Отпечатано в типографии ПЕЧАТНЫЙ ДОМЪ» ИП ВЕРКО. Объем 1,35 п.л. Уфа, Карла Маркса 12 корп. 4, т/ф: 27-27-600, 27-29-123

Содержание диссертации автор исследовательской работы: кандидата физико-математических наук, Ситдиков, Виль Даянович

Введение.

1. Обзор литературы.

1.1. Особенности процессов текстурообразования в ГЦК металлах при больших степенях деформации и ИПД.\.

1.1.1 Экспериментальные исследования процессов I екстурообра-зования в ГЦК металлах при больших пластических деформациях.

1.1.2 Особенности процессов текстурообразования в ГЦК металлах при ИПД.

1.2. Особенности процессов текстурообразования в ГПУ металлах при больших деформациях и ИПД.

1.2.1. Экспериментальные исследования процессов текстурообразования в ГПУ металлах при больших пластических деформациях.

1.2.2. Особенности процессов текстурообразования в ГПУ металлах при ИПД.

1.3. Моделирование процессов текстурообразования.

1.4. Особенности деформационного поведения ГЦК металлов при больших пластических деформациях и ИПД.

1.4.1. Особенности деформационного поведения ГЦК металлов при больших пластических деформациях.

1.4.2. Особенности деформационного поведения ГЦК металлов при ИПД.

1.5. Особенности деформационного поведения ГПУ металлов при больших пластических деформациях и ИПД.

1.5.1. Особенности деформационного поведения ГПУ металлов при больших пластических деформациях.

1.5.2. Особенности деформационного поведения ГПУ металлов при ИПД.

1.6. Постановка задачи.

2. Материалы и методы экспериментальных исследований и моделирования.

2.1. Характеристика исследуемых материалов.

2.2. Метод ИПД кручением.

2.3. Методика проведения равноканально-углового прессования.

2.4. Методика текстурных исследований.

2.5. Вязко-пластическая самосогласованная модель.

2.6. Дислокационная модель для кинетического моделирования деформационного поведения.

3. Текстурный анализ систем скольжения и двойникования в Си в ходе интенсивной пластической деформации.

3.1. Экспериментальные исследования эволюции кристаллографической текстуры в Си ходе ИПД кручением.

3.2. Моделирование процессов формирования преимущественных ориентировок в Си при ИПД кручением.

3.3. Экспериментальные исследования эволюции кристаллографической текстуры в Си в ходе РКУ прессования.

3.4. Сравнительный анализ эволюции кристаллографической текстуры при реалиизации схем ИПД кручением и РКУ прессования Си.

3.5. Выводы к третьей главе.

4. Особенности текстурообразования в И в ходе ИПД.

4.1. Экспериментальные исследования эволюции кристаллографической текстуры в ходе ИПД кручением.

4.2. Моделирование процессов формирования преимущественных ориентировок в П при ИПД кручением.

4.3. Экспериментальные исследования и моделирование эволюции кристаллографии ческой текстуры в Т1 в ходе РКУП.

4.5. Выводы к четвертой главе.

5. Механизмы деформации Си и Т1 с различной микроструктурой, сформированной в результате ИПД.

5.1. Исследование влияния приложенного давления на механизмы деформационного поведения Си в ходе ИПД кручением.

5.2. Исследование влияния числа проходов и маршрута на механизмы деформационного поведения Си, подвергнутой РКУ прессованию.

5.3. Влияние числа проходов на механизмы деформационного поведения Тл, подвергнутого РКУ прессования.

5.4. Выводы к пятой главе.

Выводы.

Введение диссертация по физике, на тему "Текстурообразование и действующие системы скольжения в Cu и Ti, подвергнутых интенсивной пластической деформации"

Актуальность проблемы. Последние годы характеризуются чрезвычайно высоким интересом ученых всего мира к методам интенсивной пластической деформации (ИПД), позволяющим формировать объемные наноструктурные состояния в заготовках из различных металлов и сплавов. Под ИПД понимают большие деформации, реализованные при относительно низких температурах и под высокими приложенными давлениями в несколько ГПа. Высокие приложенные давления препятствуют разрушению заготовок и позволяют накапливать очень большие степени деформации. В результате проведенных экспериментальных исследований было установлено, что объемные наноструктурные материалы (OHM), полученные методами ИПД, характеризуются уникальным комплексом физико-механических свойств, а именно: высокой прочностью при сохранении достаточной пластичности, высокоскоростной и низкокотемпературной сверхпластичностью. Среди различных методов ИПД особое развитие и внимание получили схемы простого сдвига, такие как интенсивная пластическая деформация (ИПД) кручением и равноканально-угловое (РКУ) прессование. В то же время механизмы деформации (кристаллографическое скольжение, двойникование дислокаций и др.), действующие в металлических материалах во время ИПД", реализованной методами ИПД кручения и РКУ прессования, все еще являются объектом активных научных исследований.

Хорошо известно, что скольжение дислокаций и кристаллографическое двойникование в ходе пластической деформации приводят к формированию кристаллографических текстур. Процесс ИПД также сопровождается формированием развитых кристаллографических текстур. При этом активные системы скольжения (СС) и системы двойникования (СД) определяют характер преимущественных ориентировок в чистых металлах и сплавах, подвергнутых ИПД. До постановки задач исследований (2003 г.) в различных лабораториях был выполнен ряд исследований по изучению процессов текстурообразования в ходе ИПД. В частности, было установлено, что под действием как ИПД кручением, так и РКУ прессования, в металлах формируются идеальные ориентировки текстур сдвига. При этом кристаллографическая текстура может быть представлена в виде двух текстурных фибр {111}<uvw> и {hkl}[110] - в случае металлов с ГЦК-решеткой и фиброй {0001}<uvtw> - в случае металлов с ГПУ-решеткой. Однако, проведенный до постановки задач данной диссертационной работы анализ вида экспериментальных полюсных фигур (ПФ) или функций распределения ориентировок (ФРО) позволил сделать лишь качественные выводы об активности тех или иных из возможных СС и/или СД. Не был оценен количественно вклад действующих СС и/или СД, т.е. не были детально проанализированы механизмы ИОД.

Отсутствие количественных оценок действующих СС и СД в случае OHM связано с тем, что схемы ИПД были развиты не так давно, а сам процесс получения объемных наноструктурных заготовок является довольно сложным, требующим специального оборудования и оснасток, которые имеются лишь в ограниченном числе лабораторий мира. Тем более это касается труднодеформируемых материалов, например, таких как Ti.

Можно утверждать, что количественные исследования процессов текстурообразования путём предсказания вида ПФ и ФРО в рамках компьютерного моделирования и сопоставление их с экспериментальными ПФ и ФРО для установления действующих СС и СД к моменту постановки задачи исследований данной диссертационной работы практически отсутствовали, либо носили главным образом качественный характер. В связи с этим актуальной являлась проблема проведения систематических экспериментальных и теоретических исследований процессов текстурообразования с использованием оборудования для рентгеноструктурного анализа (РСА), современных методик обработки результатов РСА и компьютерного моделирования процессов текстурообразования в рамках вязкопластической самосогласованной модели. Целью исследований, проведенных в настоящей работе, явилась, рценка активности СС и СД в чистых металлах на примере Си (ГЦК-решетка) и Т1 (ГПУ-решетка). Рассматривались различные этапы ИПД, реализованной методами ИПД кручением и РКУ прессования- и- влияние основных, параметров.данных процессов (число оборотов при ИПД кручением; число проходов, маршрут, температура при РКУ прессовании) на характер текстурообразования. 1

Си является1 типичным, хорошо изученным представителем; металлов с ГЦК -решеткой. В связи с этим отработка многих вопросов получения объемных наноструктурных материалов производятся именно на Си. Кроме того, Си обладает достаточно высокой пластичностью, что позволяет реализовать процесс РКУ прессования при комнатной температуре. Тл с ГПУ - решеткой представляет интерес с точки зрения промышленного применения, а также с точки зрения получения, изделий медицинского назначения.

Хорошо известно, что на механизмы пластической деформации влияют размер- зерен, уменьшающийся, в ходе ИПД, тип и состояние; границ зерен. Процесс измельчения; зерен сопровождается ростом относительной доли высокоугловых границ 'зерен, повышением степени их неравновесности, уменьшением плотности решеточных дислокаций в теле зерен и ростом плотности зернограничных дислокаций. В то же время: установление: активности тех или иных деформационных механизмов; (активность источников и стоков* дислокаций в теле и границах зерен, аннигиляционных процессов, зарождения м аннигиляции вакансий и т.д.), характерных для;микроструктурных состояний; сформированных на различных этапах ИПД, является весьма, непростой, однако весьма актуальной задачей. Для анализа эволюции механизмов деформации в зависимости от .размера зерен к моменту постановки задач данной диссертационной работы использовались главным образом различные экспериментальные методы. Однако, полученная информация, к сожалению, носила неполный характер. В частности, к тому времени не удалось сделать надежные выводы об , активности дислокационных процессов в теле и: границах зерен, особенностях размножения дислокаций и их аннигиляции в OHM: В целом, были недостаточно проанализированы и интерпретированы механизмы деформации в OHM;

В: то же время кинетическое моделирование показало свою плодотворность при анализе процессов и установлении; их механизмов», на этапе больших пластических деформации.- В связи; с этим; еще одним актуальным; направлением исследований, проведенных в данной диссертационной: работе, явилось установление возможных механизмов деформации в< зависимости от характера микроструктур, сформированных на различных этапах ИПД, и, параметров процессинга.

Для достижения» цели исследований: в диссертационной работе были поставлены следующие задачи:

1. Разработать методику анализа процессов текстурообразования с использованием рентгеновского пучка? малых размеров для анализа характера формирующихся? преимущественных ориентировок в условиях неоднородного течения материала заготовок.

2. Освоить специальные программы для поворота ПФ, которые позволят представить распределение кристаллографических ориентировок в виде удобном для. анализа текстур простого сдвига, а также проводить съемку текстур с плоскости образца, а не с его тонкого поперечного сечения.

5. На основе развития дислокационной модели " и проведения кинетического моделирования на примере Си и "П выявить вклад различных механизмов в деформацию 0НМ в зависимости от схемы и степени, скорости и температуры деформации, приложенного давления.

Научная новизна. Разработана методика анализа процессов текстурообразования с использованием рентгеновского пучка малых размеров, на основе которой успешно проанализирован характер формирующихся, преимущественных ориентировок в условиях неоднородного течения материала заготовок в ходе ИПД. Использование специальных программ для поворота ПФ позволило представить распределение кристаллографических ориентировок в виде удобном для анализа текстур простого сдвига, а также проводить, съемку текстур с плоскости образца, а не с его тонкого поперечного сечения. Впервые с использованием комбинированного подхода, включающего в себя экспериментальные исследования и компьютерное моделирование, установлены количественные закономерности эволюции кристаллографической текстуры в чистых Си и Тг в зависимости от схемы, и степени ИПД. В частности, показано, что в Си на ранних стадиях ИПД кручением и при РКУ прессовании формируются кристаллографические текстуры с набором идеальных ориентировок А\, Л'2 ,'А, А , В, В к С, характерных для текстуры простого сдвига. Установлено, что после большого числа оборотов формируется частично рекристаллизованное состояние, что свидетельствует о протекании динамической рекристаллизации в заготовках. Кроме того, показано, что после 10 оборотов ИПД кручением активными системами скольжения являются системы <110>{111}, а также системы

110>{112} двойникования. Установлено, что как ИПД кручением, так и РКУ прессованием приводят к формированию в Ti кристаллографической текстуры, характеризующейся идеальными ориентировками h2 {0001} < uvlw > и- h6 {21 13} <1101 >, которые остаются стабильными при- увеличении:; степени деформации- На основе компьютерного моделирования процессов текстурообразования показано, что процессы текстурообразования в Ti могут, быть объяснены скольжением дислокаций по базисным, призматическим, пирамидальным (первого рода) системам скольжения и частичных дислокаций по системам двойникования сжатия. Показано, что по мере увеличения- степени деформации активность базисных систем скольжения увеличивается, в то же время активность призматических, пирамидальных (первого рода) систем скольжения и систем двойникования сжатия падает.

На основе кинетического моделирования количественно установлена активность дислокационных; источников и стоков, а также аннигиляционных процессов в теле, и в границах зерен OHM. В результате выявлены механизмы, ответственные за экспериментально наблюдаемое деформационное поведение чистых Gu и Ti, подвергнутых ИПД, в зависимости от схемы и степени, скорости и температуры деформации приложенного давления. В? частности, выявлены закономерности влияния приложенного давления на активность источников и стоков дислокаций в границах зерен, обеспечивающих эволюцию микроструктуры в чистой наноструктурной Gu. Установлено, что увеличение, приложенного давления способствует, увеличению активности существующих и вновь создаваемых в процессе деформации источников Франка-Рида. •

Показано, что в Ti при примерно одинаковых температурно-скоростных условиях осадки в крупнокристаллическом состоянии активизируются как процессы двойникования, так и скольжения дислокаций, в субмикрокристаллическом состоянии роль двойникования понижается, а в наноструктурном состоянии роль двойникования пренебрежимо мала. Установлено,, что в наноструктурном состоянии активизируются процессы аннигиляции дислокаций как в теле, так и в границах зерен, а также происходит более интенсивное накопление дислокаций в границах зерен, чем в теле зерен.

Методы исследований. Для решения задач, поставленных в данной диссертационной работе, использовались широкие возможности рентгеноструктурного анализа (РСА) и компьютерного моделирования.

РСА проводился с использованием современного оборудования и пакетов программ- для обработки результатов экспериментальных исследований. Исследования процессов текстурообразования как в Си, так и в Ti проводились с использованием специальной экспериментальной методики, заключающейся в использовании узкого рентгеновского пучка диаметром не более 0,6 мм. Результаты экспериментальных исследований обрабатывались с помощью наиболее современного программного продукта LABOTEX, а компьютерное моделирование процессов текстурообразования проводились с использованием пакета программ в рамках VPSC модели. Съемка неполных ПФ проводилась с плоскости образца, однако с помощью программного пакета LABOTEX осуществлялся поворот текстур, что в дальнейшем позволило напрямую сопоставлять результаты экспериментальных исследований с результатами моделирования текстур, формирующихся в условиях деформации простым сдвигом. Путем расчёта изменения ориентации и формы индивидуальных 'зёрен было предсказано развитие текстуры, обусловленной ИПД. Сопоставление результатов моделирования с экспериментальными данными РСА позволило сделать выводы о механизмах формирования кристаллографической текстуры в чистых металлах под действием ИПД и особенностях этого процесса в зависимости от условий деформации и типа деформируемого материала.

Для описания характера кривых растяжения «напряжение-деформация», характерных для OHM, были использованы дислокационные модели Зехетбауера и Эстрина-Тота [20-21]. При этом данные модели были модернизированы с учетом особенностей протекания процессов в OHM. В частности, в модели Эстрина -Тота был учтен экспериментально наблюдаемый в OHM рост углов разориентировок между соседними зернами с увеличением степени деформации. В модели Зехетбауера было учтено механическое двойникование, которое наряду со скольжением, представляет собой важнейший механизм деформации ГПУ металлов с низкой энергией дефекта упаковки.

Основные положения, выносимые на защиту.

2. Схемы и степень ИПД в Си определяют кристаллографическую текстуру, величину плотности дислокаций; особенности ее распределения между внутренними областями зерен и границами зерен; а также процессы взаимодействия (аннигиляции) дислокаций.

Практическая значимость. На основе проведенных экспериментальных исследований и компьютерного моделирования получило развитие научное направление,. связанное с анализом механизмов деформации металлических материалов в ходе ИПД, а также при деформации OHM. Осуществлен анализ специфического деформационного поведения объемных УМЗ и нанокристаллических материалов, а также выявлены присущие им механизмы деформации. Полученные результаты могут быть использованы при чтении курса лекций по специальности «Материаловедение», а также при создании- карт типичных полюсных фигур и, функций распределения ориентировок для металлов с ГЦК и ГПУ решетками при деформации простым, сдвигом, что может быть полезно научным работникам, занимающихся рентгеноструктурным анализом и исследования деформационного поведения металлических материалов

Апробация работы. Основные результаты, изложенные в диссертационной работе, докладывались на XLI семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Тамбов, 2003), XIII международной конференции «Высокие давления '2004. Фундаментальные и прикладные аспекты» (Донецк, 2004), Международной конференции «EMRS Meeting» (Варшава, 2005), школе-конференции молодых ученых «Биосовместимые наноструктурные материалы и покрытия медицинского назначения» (Белгород, 2006); конференции «XVI Петербургские, чтения по проблемам прочности» (Санкт-Петербург, 2006); Международном симпозиуме •

L .

I '

V '

ЭОТАМА» (Краков, 2007), X Международной конференции «Высокие давления-2008. Фундаментальные и прикладные аспекты» (Судак, 2008), Первой международной научной конференции «Наноструктурные материалы - 2008 Беларусь-Россия-Украина» (Минск, 2008), Международном симпозиуме «Объемные наноструктурные материалы: от науки к инновациям» (Уфа, 2007 и 2009), 5 Международной конференции ЫапоЗРБ (Нанкин, 2011).

Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка цитируемой литературы. Работа содержит 181 страницы текста, 50 рисунков, 11 таблиц. Список цитируемой литературы включает 202 наименований.

Заключение диссертации по теме "Физика конденсированного состояния"

выводы

1. Разработанная методика анализа процессов текстурообразования с использованием рентгеновского пучка малых размеров и специальных программ^ для поворота ПФ позволяет представить распределение кристаллографических ориентировок в виде; удобном для анализа текстур простого сдвига.

3. ИПД методом РКУ прессования приводит к формированию в Си текстуры простого сдвига, обусловленной активностью дислокационного скольжения по системам <110>{111}, с последующей активизацией систем скольжения <110>{110}.

4. В ходе ИПД кручением в а-Т1 активность пирамидальных систем скольжения, а также систем двойникования растяжения и сжатия сменяется активностью базисных, призматических и пирамидальных (первого рода) СС и СД' растяжения, и, наконец, активностью базисных СС и СД растяжения. При этом текстура сжатия сменяется текстурой, простого сдвига с наложением на неё текстуры осадки.

5. В со-Т1 увеличение степени ИПД кручением сопровождается немонотонным изменением общего вида распределения преимущественных ориентировок, что указывает на смену механизмов деформации. Результаты моделирования показали, что на начальных этапах ИПД кручением действуют пирамидальные <а+с> системы 1го и 2го порядков. Активностью пирамидальных <а> систем скольжения, а также систем двойникования растяжения и сжатия, объясняется формирование кристаллографической текстуры при больших степенях ИПД кручением.

6. В а-Тл, подвергнутом РКУ прессованию при температуре 450°С, обнаружено формирование кристаллографических текстур, характерных для деформации простым сдвигом. Вид формирующихся текстур объясняется активизацией базисных, призматических и пирамидальных (первого рода) систем скольжения и в незначительной мере двойникованием сжатия. Увеличение числа проходов при РКУ прессования приводит к усилению вклада базисных и призматических систем скольжения, а также незначительному ослаблению вклада пирамидальных систем скольжения (первого рода).

9. На основе развитой кинетической модели Зехетбауера установлен вклад систем скольжения и двойникования в формирование особенностей деформационного поведения КК и Тл с измельченной в результате РКУ прессования микроструктурой. Показано, что при примерно одинаковых температурно-скоростных условиях сжатия в крупнокристаллическом состоянии активизируются как процессы двойникования, так- и -процессы дислокационного скольжения. При йзмельчении микроструктуры роль двойникования понижается, а в УМЗ состоянии роль двойникования пренебрежимо мала.

Список источников диссертации и автореферата по физике, кандидата физико-математических наук, Ситдиков, Виль Даянович, Уфа

1. Valiev, R.Z., Islamgaliev R.K., Alexandrov I.V. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation // Progress Mater. Sci. 2000. №-45. P. 103-189.

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

3. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы. М.: Академкнига, 2007. 398 с.

4. Zehetbauer M.J., Valiev R.Z. Nanomaterials by Severe Plastic Deformation. Wiley-VCH. Weinheim, 2004. 850 p.

5. Horita Z. Nanomaterials by Severe Plastic Deformation. Trans. Tech. Publications, Fukuoka. 2005. 1030 p.

6. Валиев P.3., Александров И.В. Парадокс интенсивной пластической деформации // Доклады Академии Наук: серия «Техническая физика». 2001. Т. 380. С. 34-37.

7. Valiev R.Z., Korznikov A.V. and Mulyukov R.R. Structure and properties of ultrafine-grained materials produced by severe plastic deformation // Mater. Sci. Engin. 1993. V. A168. P. 141-148.

8. Gertsman V.Y., Birringer R., Valiev R.Z., Gleiter H. On the structure and strength of ultrafine-grained copper produced by severe plastic deformation // Scr. Met. Mater. 1994. V. 30. P.229-243.

9. Suryanarayana C. Nanocrystalline materials // Int. Met. Rev. 1995. V. 40. P. 4164.10: Valiev R.Z., Krasilnikov N.A, and Tsenev N.K. Plastic deformation of alloys with submicron-grained structure // Mat. Sci. Eng. 1991. V. A137. P. 35-40.

10. Valiev R. Z. Superplastic behaviour of nanocrystalline metallic materials // Mater. Sci. Forum. 1997. V. 243-245. P. 207-216.

11. Valiev R.Z., Kozlov E.V., Ivanov Yu.F., Lian J., Nazarov A.A. and Baudelet B. Deformation behaviour of ultrafine-grained copper // Acta Metall. Mater. 1994. V. 42. P. 2467-2475.

12. Ахмадеев H.A., Валиев P.3., Копылов В.И., Мулюков P.P. Формирование субмикрозернистой структуры в меди и никеле с использованием интенсивного сдвигового деформирования // Металлы. 1992. Т. 5. С. 96-101.

13. Li S., Beyerlein I.J., Alexander D.J., Vogel S.C. Texture evolution during multipass equal channel angular extrusion of copper: Neutron diffractioncharacterization and polycrystal modeling // Acta Mater. 2005. V. 53. P. 21112125.

14. Beyerlein I.J., Lebensolin R.A., Tome C.N. Modeling texture and microstructural evolution in the equal channel angular extrusion process // Mater. Sci. Eng. 2003. V. A345. P. 122-138.

15. Tôth L.S. Nanomaterials by Severe Plastic Deformation: Fundamentals, Processing, Applications NanoSPD2. Eds: M.J. Zehetbauer and R.Z. Valiev. VILEY-VCH, Austria, Wien. 2004. 850 p.

16. Alexandrov I.V., Zhilina M.V., Bonarski J.T. Formation of texture inhomogeneity in severely plastically deformed copper // Bulletin of the Polish Academy of Sciences. 2006. V. 54. P. 199-208.

17. Perlovich Yu., Isaenkova M., Fesenko V., Grekhov M., Alexandrov I., Beyerlein I.J. Formation of Texture and Structure in Roads of Copper and Titanium under Equal Channel Angular Pressing // Mater. Sci. Forum. 2005. V. 495-497. P. 827832.

18. Li S. Orientation stability in equal channel angular extrusion. Part II: Hexagonal close-packed materials // Acta Materialia. 2008. V. 56. P. 1031-1043.

19. Zehetbauer M. Cold work hardening in stages IV and V of fee metals II: Model fits and physical results // Acta mater. 1993. V. 41. № 2. P. 589-599.

20. Tôth L.S., Molinari A., and Estrin Y. Strain hardening at large strains as predicted by dislocation based polycrystal plasticity model // J. Eng. Mater. Technol. 2002. V. 124. P. 71-77.

21. Рыбин B.B. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия. 1986. 224 с.

22. Beyerlein I.J., Tomé C.N. Analytical modeling of material flow in equal channel angular extrusion // Mater. Sci. Eng. 2004. V. A380. P. 171-190.

23. Li S., Beyerlein I.J., Bourke M.A.M. Texture formation during equal channel angular extrusion of fee and bcc metals: comparison with simple shear // Mater. Sci. Eng. 2005. V. A394. P. 66-77.

24. Tôth L.S., Massion R.A., German L., Baik S.C., Suwas S. Analysis of Texture Evolution in Equal Channel Angular Extrusion of Copper Using a New Flow Field//Acta Materialia. 2004. V. 52. P. 1885-1898.

25. Li S., Beyerlein I.J., Necker C.T., Alexander D.J., Bourke M. Heterogeneity of deformation texture in equal channel angular extrusion of copper // Acta Materialia. 2004. V. 52. P. 4859-4875.

26. Вассерман Г., Гривен И. Текстуры металлических материалов. М.: Металлургия. 1969. 654 с.

27. Кудрявцев И.П. Текстуры в металлах и сплавах. М.: Металлургия. 1965. 292 с.

28. Kopacz I. Texture and strengthening of metals at large plastic deformation, Ph. D. Thesis, University of Vienna. Institute of Materials Physics. 2000. 127 p.

29. Смирнов B.C., Дударев В.Д. Текстурообразование металлов при прокатке. М.: Металлургия. 1965. 300 с.

30. Smallman R.E., Green D. The dependence of rolling texture on stacking fault energy//Acta Metallurgica. 1964. V. 12. P. 145-154.

31. Hirsch J., Lticke K., Hatherly M. Mechanism of deformation and development of rolling textures in polycrystalline F.C.C. metals-I. Description of rolling texture development in homogeneous CuZn alloys // Acta Metall. 1988. V/36. P. 28632869.

32. Hirsch J., Lticke K., Hatherly M. Mechanism of deformation and development of rolling textures in polycrystalline F.C.C. metals-III. The influence of slip inhomogeneities and twinning // Acta Metall. 1988. V. 36. P. 2905-2927.

33. Leffers Т., Grum-Jensen A. Development of rolling texture in c'opper and brass // Trans. Met. Soc. AIME. 1968. V. 242. P. 314-319.

34. Leffers Т., Van Houtte P. Calculated and experimental orientation distribution of twin lamellae in rolled brass // Acta Metall. 1989. V. 37. P. 1191-1199.

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

36. El-Danaf Е., Kalidindi S.R., Doherty R.D. Influence of deformation path on the strain hardening behavior and microstructure evolution in low SEF FCC metals // Int. J. Plast. 2001. V. 17. P. 1245-1265.

37. Сарафанов Г.Ф., Перевезенцев B.H. Закономерности деформационного измельчения структуры металлов и сплавов. Нижний Новгород. 2007. 96 с.

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

39. Wassermann G., Der einfluss mechanischer zwillingbildung auf die entstehung der walztexturen kubisch flachenzentrierter metalle // Z. Metallkde. 1963. V. 54. P.61-65.

40. Гиндин И.А., Лазарев М.Б., Лебедев В.П., Стародубов Я.Д., Мацевитый В.М., Хоткевич В.И. О структуре и механических свойствах меди, прокатанной при низких температурах // ФММ. 1967. Т. 23. С. 138-144.

41. Gil Sevillano J., Van Houtte P., Aernoudt E. The contribution of macroscopic shear bands to the rolling texture of FCC Metals // Scripta Met. 1977. V. 11. P. 581-585.

42. Maurice C.I., Driver J.H. Hot rolling texture of FCC metals- part I. Experimental results on Al single and polycrystals // Acta mater. 1997. V. 45. No. 11. P. 46274638.

43. Backofen W.A. Metallurgical Aspects of Ductile Fracture // Trans. Am. Inst. Min. Engrs. 1950. V. 88. P. 1454-1459.

44. Backofen W.A., Hundy B.B. Mechanical Anisotropy in Some Ductile Metals // Trans. Am. Inst. Min. Engrs. 1953. V. 197. P. 61-66.

45. Williams R.O. Shear Textures in Copper, Brass, Aluminum, Brass, Aluminum, Iron and Zirconium // Trans. Metal. Soc. AIME. 1962. V. 224. P. 129-137.

46. P J. Regenet, H.P. Stüwe, Zur Entstehung von Oberflächentexturen beim Walzenkubisch flächenzentrierter Metalle // Z. Metallk. 1963. V. 54. P. 273-278.

47. Stüwe H.P., Turck H. Texturbildung bei der Primarrekristallisation // Z. Metallk. 1964. V. 55. P. 699-703

48. Rose W., Stüwe H.P. Der Einfluss der Textur auf die Längenänderung II Z. Metallk. 1968. V. 59. P. 396-399.

49. Witzel W. Die Endtextur bei der Scherverformung des Aluminiums // Z. Metallk. 1973. V. 64. P. 813-817

50. Van Houtte P., Aemoudt E., Sekine K. Orientation distribution function measurements of copper and brass torsion textures // Proc. ICOTOM 6 (edited by S. Nagashima), Tokyo. Japan. Iron Steel Inst. 1981. P. 337-342.

51. Montheillet F., Cohen M., Jonas J.J. Axial stresses and texture 'development during the torsion testing of Al, Cu, a-Fe //Acta metal. 1984. V. 32. P. 2077-2089.

52. Montheillet F., Cohen M., Jonas J.J. Relation between axial stresses and textures development during torsion testing // Acta metal. 1985. V. 33. P. 705-717.

53. Hughes D.A., Wenk H.R. The effect of stacking fault energy on the texture of nickel-cobalt solid solutions at large strains // ICOTOM 8 (edited J.S. Kallend and G. Gottstein), TMS-AIME. 1987. P. 455-460.

54. Hugnes D.A., Lebensohn R.A., Wenk H.R., Kumar A. Stacking fault energy and microstructure effects on-torsion texture evolution // Proc. R. Soc. Lond. 2000. V.A456.P: 921-953.

55. Alexandrov I.V., Dubravina A.A., Kilmametov A.R., Kazyhanov V.U., Valiev R.Z. Textures in nanostructured metals processed by severe plastic deformation // Metals and Materials Int. 2003. V. 9. № 2. P. 151-162.

56. Alexandrov I.V., Wang Y.D., Zhang K., R.Z. Valiev, X-ray analysis of the textured nanocrystalline materials // in: Z. Liang, L. Zuo, Y. Chu (Eds.). Proceedings of ICOTOM 11. Xian. 1996. P. 929-940.

57. Huang W.H., Chang L., Kao P.W., Chang C.P. Effect of Die Angle on the Deformation Texture of Copper Processed by Equal Channel Angular Extrusion // Mater. Sci. Eng. 2001. V. A307. P. 113-18.

58. Kopacz I., Zehetbauer M.,. Toth L.S., Alexandrov I.V., Orther B. In: Proceedings of the 22nd Riso Int. Symp. on Mater. Sci.:Science of metastable and nanocrystalline alloys structure, properties and modelling. Roskilde. Denmark. 2001. P. 285-293.

59. Gholinia A., Bate P., Prangnell P.B. Modelling texture development during equal channel angular extrusion of aluminum // Acta Materialia.2002. V. 50. P. 21212136.

60. Kocks U.F., Tome C.N., Wenk H.R. Texture and anisotropy: preferred1 orientations in polycrystals and their effect. UK. Cambridge: Cambridge University Press. 1998. 676 p.

61. Patridge P.G. The Crystallography and Deformation Modes of Hexagonal Close-Packed Metals // Metall. Rev. 1967. V. 12. P. 169-194.

62. Kocks U.F., Westlake D.G. The important of twinning for the ductility of HCP polycrystals // Trans. Metall. Soc. AIME. 1967. V. 239. P. 1107-1109.

63. Groves G.W., Kelly A. Independent slip systems in crystals // Pholos. Mag. 1963. V. 8. P. 877-887.

64. Tegart G. Independent slip systems and ductility of hexagonal polycrystals // Philos. Mag. 1964. V. 9. P. 339-341.

65. Chun Y.B., Hwang S.K., Kim M.H., Kwun S.I., Chae S.W. Texture analysis with the new HIPPO TOF diffractometer // J. Nucl. Mater. 2001. V. 295. P. 31-41.

66. Kim I., Kim J., Shin D.H., Lee C.S., Hwang S.K. Effect of equal channel angular pressing temperature on deformation structure of pure Ti // Mater. Sci. Eng. 2003. V. A342. P. 302-310.

67. Choi W.S., Ryoo H.S., Hwang S.K., Kim M.H., Kwun S.I., Chae S.W. Microstructure Evolution in Zr under Equal Channel Angular Pressing // Met.And Mat. Trans. 2002. V. 33A. №3. P. 973-980.

68. Wang Y.N., Huang J.C. Texture analysis in hexagonal materials // Materials Chemistry and Physics. 2003. V. 81. P. 11-26.

69. Staroselsky A., Anand L. A constitutive model for HCP materials deforming by slip and twinning: application to magnesium alloy AZ31B II Int. J. Plasticity. 2003. V. 19. P. 1843-1864.

70. Wielke A. Thermally activated glide of zinc single crystals from 4.2 to 373 К // Acta Metallurgies 1973. V. 21. No. 3. P. 289-294.

71. D.J. Bacon, Vitek V. Atomic-scale modelling of dislocations and related properties in the hexagonal close-packed metals // Metallurgical and Materials Transactions. 2002. V. 33A. P. 721-733.

72. Григорович B.K. Металлическая связь и структура металлов. М.: Наука. 1988. 296 с.

73. Xiao L., Haicheng Gu. Dislocation structures in zirconium and zircaloy-4 fatigued at different temperatures // Metallurgical and Materials Transactions. 1997. V. 28A. No. 4. P. 1021-1033.

74. Reed-Hill R.E., Abbaschian R. Physical Metallurgy Principles. 3rd ed. PWS-KENT Publishing Co. Boston. 1992. 546 p.

75. Murty K.L. Texture development and anisotropic deformation of zircaloys // Progress in Nuclear Energy. 2006. V. 48. No. 4. P. 325-359.

76. Salem A.A. Ph.D. Thesis. Drexel University. Philadelphia, PA. 2002. 156 p.

77. Kalidindi: S.R;, Salem A.A., Doherty R.D. Role of Deformation Twinning on Strain Hardening in Cubic and Hexagonal Polycrystalline: Metals // Adv. Eng. Mater. 2003. V. 5. P. 229-232.

78. Crocker A.G., Bevis M: Twinning shears in lattice:. The Science Technology and application of titanium. Eondon: Pergamon. 1968: 668 p.

79. Yoo M.H., Eee J.K. Deformation Twinning in Hexagonal Clojse-Packed; Metals and Alloys // Phil. Mag: 1991. V. A63. P. 987-1000.

80. Yoo M.H. Slip, twinning; and fracture in hexagonal close-packed metals // Metall. Trans. 1981. V. 12A. P. 409-418.

81. Kim I., Kim Ji, Shin D;H., Eiao X.Z., Zhu Y.T. Deformation Twins in. Pure Titaniiim Processediby Equal Channel Angular Pressing // Scripta Mater. 2003 .V. 48. P. 813-817. ' ;

82. Gubicza J., Dragomir I.C., Ribarik G., Zhu Y.T., Valicv R., Ungar T. Characterization of microstructure of severe deformed- titanium by X-ray diffraction profile analysis, Materials Science Forum. 2003. V. 414-415. P. 229234.

83. Nemat-Nasser S., Guo W.G. and Cheng H. Mechanical Properties and Deformation Mechanisms of a Commercially Pure Titanium // Acta mater. 1999. V. 47. P. 3705-3720:

84. Paton N.E., Backofen W.A. Evidence for {1011} Deformation Twinning // Transactions of the Metallurgical Society of AIME. 1969. V. 245. P. 1369-1376.

85. Blicharski M., Nourbaksh S., Nutting J. Structure and Properties of Plastically Deformed a-Ti // Met. Sei. 1979. V. 12. P. 516-522.

86. Kim J., Kim I., Shin D.H. Development of deformation structures in low carbon steel by equal channel angular pressing // Scripta Mater. 2001. V. 45. P. 421-426.

87. Oh-Ishi K., Horita Z., Furukawa Mi, Nemoto M., Landon T.G. Optimizing the Rotation Conditions in Equal-Channel Angular Pressing // Mretall. Mater. Trans. 1998. V.29A. P. 2011-2013. ' •

88. Shin D.H., KimT., Kim J., Kim.Y.S., Semiatin S.L. Microstructure development during equal-channel angular pressing of titanium // Acta Materialia. 2003. V. 51. P. 983-996.

89. Paton N.E., Backofen W.A. Plastic deformation of titanium at elevated temperatures // Metall. Trans. 1970. V. 1. P. 2839-2847.

90. Pond R.C., Bacon D.J., Serra A., Sutton A.P. The Crystallography and Atomic-Structure of Line Defects in Twin Boundaries In Hexagonal-Close-Packed Metals // MetalK Trans. 1991. V. A22. P. 1185-1196.

91. Stolyarov V.V., Zhu Y.T., Lowe T.C., Valiev R.Z. Microstructure and properties of pure Ti processed by ECAP and cold extrusion // Mater. Sei. Eng. 2001. V. A303. P. 82-89.

92. Numakura H., Koiwa M. Dislocations in metals and alloys with the hexagonal close-packed structure // Metallurgical Science and Technology. 1998. V. 16. No. 1-2.P. 4-19.

93. Stolyarov V.V., Zhu Y.T., Lowe T.C., Islamgaliev R.K., Valiev R.Z. Processing nanocrystalline Ti and its nanocomposites from micrometer-sized Ti powder using high pressure torsion // Materials Science and Endineering. 2000. V. A282. P. 7885.

94. Jiang H., Zhu Y.T., Butt D.P., Alexandrov I.V., Lowe T.C. Microstructural evolution, microhardness and thermal stability of HPT-processed Cu // Mat. Sei. Eng. 2000. V. A290(l-2). P. 128-138.

95. Töth L.S. Texture evolution in severe plastic deformation by equal channel angular extrusion // Advanced Engineering Mater. 2003. V. 5. № 5. P. 308-316.

96. Vogel S., Beyerlein I.J., Bourke M.A.M., Brown D.W., Clausen B., Tome C.N., Von Dreele R.B., Xu C., Langdon T.G. Investigation of Texture in ECAP Materials Using Neutron Diffraction // Materials Science Forum. 2003. V. 426432. P. 2661-2666.

97. Kim H.S. Finite element analysis of deformation behaviour of metals during equal channel multi-angular pressing. // Materials Science and Engineering. 2002. V. A328. P. 317-323

98. Хоникомб P. Пластическая деформация металлов. M.: Мир. 1972. 408 с.

99. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Известия ВУЗов. Физика. 1990. №2. С. 89-106

100. Ю.Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисклинации в кристаллах. Л.: Наука. 1986. 223 с.

101. Hughes D.A., Hansen N. High angle boundaries formed by grain subdivision mechanisms // Acta mater. 1997. V. 45. P. 3871-3886.

102. Zehetbauer M. and Seumer V. Cold work hardening in stages IV and V of FCC metals -1. Experiments and Interpretation // Acta metall. mater. 1993. V. 41. № 2. P. 577-588.

103. Gleiter H. Nanostructured materials: basic concepts and microstructure // Acta Mater. 2000. V. 48. No. 1. P. 1-29.

104. Koch C.C. and Cho Y.S. Nanocrystals by high energy ball milling // Nanostructured Materials. 1992.V. 1(3). P. 207-212. ' ' '

105. Ma E. Four Approaches to Improve the Tensile Ductility of High-Strength Nanocrystalline Metals // JMEPEG. 2005. V. 14. P. 430-434.

106. Valiev R.Z., Estrin Yu., Horita Z., Langdon T.G., Zehetbauer M.J. and Zhu Y.T. Producing Bulk Ultrafine-Grained Materials by Severe Plastic Deformation // JOM. 2006. V. 58. No. 4. P. 33-39.

107. Hall E.O. Deformation and ageing of mild steel // Proc. Phys. Soc.-1951. V. 64. P. 747-753.

108. Тюменцев A.H., Дитенберг И:А., Пинжин Ю.П. Особенности микроструктуры и механизмы формирования ультрамелкозернистой меди, полученной методами интенсивной пластической деформации // ФММ. 2003: Т. 96. №4. С. 33-43.

109. Munroe N., Tan X. Orientation dependence of slip and twinning in HCP metals //Scripta Materialia. 1997. V. 36. No. 12. P. 1383-1386.

110. Higashiguchi Y., Kayano H., Onchi T. Effect of fast-neutron irradiation on deformation twinning in zirconium deformed at 77 К // Journal of Nuclear Materials. 1979. V. 80. P. 24-34.

111. Cazacu O., Plunkett В., Barlat F. Orthotropic yield criterion for hexagonal closed packed metals //International Journal of Plasticity. 2006. V. 22. N7. p. 1171-1194.

112. Келли А., Гровс Г. Кристаллография и дефектов кристаллах. М.: Мир. 1974. 496 с.

113. Taylor G.I. Plastic strain in metals // J. Inst. Metals. 1938. V. 62. P. 307-324.

114. Гермат B.A. Титан. M.: Металлургия. 1983. 559 с.

115. Лучинский Г.П. Химия титана. М.: Химия. 1971. 472 с.

116. Rosi F., Dube С.А. Alexander В.Н., Mechanism of Plastic Flow in Titanium // J. Metals. 1952. V. 4. P. 145-146.

117. Rosi F.D., Perkins F.C., Siegle L.L. Mechanism of Plastic Flow in Titanium at Low and High Temperatures // AIME Trans. 1956. V. 206. P. 115-122.

118. Anderson E.A., Jillson D.C., Dunbar S.R. Deformation Mechanisms in Alpha Titanium // AIME Transactions. 1953. V. 197. P. 1191-1197.

119. Chichili D.R., Ramesh K.T., Hemker K.J. The high-strainrrate response of alpha-titanium: experiment, deformation mechanism and modelling // Acta mater. 1998. V. 46. P. 1025-1043.

120. Шаркеев Ю.П., Ерошенко А.Ю., Братчиков А.Д. Структура и механические свойства наноструктурного титана после дорекристаллизационных отжигов // Физическая мезомеханика. 2005. Т. 8. С. 91 94.

121. Stolyarov V.V., Zeipper L., Mingler. В.,. Zehetbauer M. Influence of postdeformation on CP-Ti processed by equal channel angular pressing // Materials Scierice and Engineering. 2008: V. A476. P::98-105.

122. Миронов С.Ю., Салищев Г.А. Влияние размера зерна и: однородности микроструктуры на равномерность деформации технинески чистого титана // ФММ. 2001. Т. 92. №5. С. 1-8.

123. Wang Y.M;, Huang J.Y., Jiao T., Zhu Y.T., Hamza A.V. Abnormal strain hardening : in nanostructured titanium at high strain rates and large strains // J. Mater Sci. 2007. V. 42. P. 175,1-1756.

124. Bunge H. J: Mathematische Methoden der Texturanalyse. Berlin: Akademie Verlag. 1969. 330 p.

125. Bunge H.J. Texture analysis in materials science. London: Butterworth. 1982. 593 p. ■ ;

126. Lebensohn R.A. and Tome C.N. A selfconsistent approach for. the simulation of plastic; deformation and texture development of poly crystals: application to zirconium alloys // Acta Mater. 1-993'. V. 41 P. 26-11.

127. Tomé C.N., Lebensohn R.A., Kocks U.F. A model- for texture development dominated^ by deformation twinning: application to zirconium' alloys // Acta metail. Mater. 1991. V. 39. P. 2667-2680.

128. Van Houtte P. Simulation of the rolling and shear texture of brass by the Taylor theory adapted for mechanical twinning // Acta metall. 1978. V. 26. P. 591-604.

129. Estrin Y., Toth L.S., Molinari A. A dislocation based model for all hardening stages in large strain deformation // Acta mater. 1998. V. 46. № 15. P. 5509-5522.

130. Les P., Zehetbauer M. Evolution of microstructural parameters in large strain deformation: Description by Zehetbauer's model // Key Eng. Mater. 1994. V. 9798. P. 335-340.

131. Zehetbauer, M.J., Sttiwe H.P., Vorhauer A., Schafler E., Kohout J. The role of hydrostatic pressure in severe plastic deformation // Advansed Engineering Materials. 2003. V. 5. №5. P. 330-337.

132. Xu C., Horita Z., Langdon T.G. The evolution of homogeneity in processing by high-pressure torsion // Acta Materialia. 2007. V. 55. P. 203-212.

133. Alhajeri S.N., Kawasaki M., Langdon T.G. The Evolution of Homogeneity during Processing of Aluminium Alloys by HPT // Materials Science Forum. 2010. V. 667 669. P. 277-282.

134. Zhilyaev A.P., Kim B.-K., Nurislamova G.V., Baro M.D., Szpunar J.A., Langdon T.G. Orientation imaging microscopy of ultrafine-grained nickel // Scripta Materialia. 2002. V. 46. P. 575-580

135. Александров И.В., Ситдиков В.Д., Бонарски Я. Т. Эволюция кристаллографической текстуры в меди, подвергнутой интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением // Физика и техника высоких давлений. 2009. Т. 19. № 2. С. 110-117.

136. Мао W. Formation of Recrystallization Cube Texture in High Purity Face-Centered Cubic Metal Sheets // Journal of Materials Engineering and Performance. 1999. V. 8. P. 556-560. ' .

137. Parks D. and Ahzi S. Polycrystalline Plastic Deformation and Texture Evolution for Crystals Lacking Five Independent Slip Systems // Journal* of the Mechanics and Physics of Solids. 1990. V. 38. P. 701-724.

138. Beyerlein I.J. and Toth L.S. Texture evolution in equal-channel- angular extrusion // Prog Mater Sci. 2009. V. 54(4): P. 427-510.

139. Enikeev N.A., Schafler E., Zehetbauer M.J., Alexandrov I.V., Valiev R.Z. Observations of Texture in Large Scale HPT-Processed Cu // Materials Science Forum. 2008. V. 584 586. P. 367-374.

140. Enikeev N.A., Kim H.S., Alexandrov I.V. Kinetic dislocation model of microstructure evolution during severe plastic deformation // Materials Science and Engineering. 2007. V. A460-461. P. 619-623.

141. Liao X. Z., Zhao Y. H., Srinivasan S.G., and Zhu Y.T., Valiev R. Z. and Gunderov D. V. Deformation twinning in nanocrystalline copper at room temperature and low strain rate // Appl. Phys. Lett. 2004. V. 84. No. 4. P. 592-594.

142. Zhu Y. Deformation Twinning in Nanocrystalline FCC Copper and Aluminum // Nanostructured Materials by High-Pressure Severe Plastic Deformation NATO Science Series: 2006. V. 212. P. 3-11.

143. Tao N.R., Lu K. Nanoscale structural' refinement via deformation^ twinning in face-centered cubic metals // Scripta Materialia. 2009. V. 60. P. 1039-1043.

144. Alexandrov I., Bonarski J., Korshunov A., Tarkowski L., Sitdikov V.D. Homogeneity of the Crystallographic Texture and Deformation Behaviour in Cu and Ti under Severe Plastic Deformation // Archives of Metallurgy and Materials. 2008. V. 53. P. 237-242.

145. Kim H.S. Finite element analysis of equal channel angular pressing using a round corner die // Mater. Sci. Eng. 2001. V. A315. P. 122-128.

146. Edalati K., Matsubara E., Horita Z. Effect of Mg addition on microstructure and mechanical properties // Metall. and Mat. Trans. 2009. V. 40A. P. 2079-2086.

147. Ivanisenko Y., Kilmametov A., Rosner H., Valiev R. Evidence of a->{3 phase transition in titanium after high pressure torsion // Int. J. Mat. Res. 2008. V. 99. P. 1-6.

148. Sitdikov V.D., Alexandrov I.V., Bonarski J.T. X-Ray Analysis of a and co -Phases of Ti, Subjected to High-Pressure Torsion // Materials Science Forum. 2011. V. 667-669. P. 187-192.

149. Castelnau О., Francillette H., Bacroix В., Lebensohn R.A. Texture Dependent Plastic Behavior Of Zr 702 at Large Strain // Journal of Nuclear Materials. 2001. V. 297. P. 14-26.

150. Alexandrov I.V., Sitdikov V.D. Crystallographic Texture Development in CP Ti Subjected to ECAP // Mater. Sci. Forum. 2008. V. 584-586. P. 765-770.

151. Александров И.В., Ситдиков В.Д., Бонарски Я^.Т. Эволюция кристаллографической текстуры в технически чистом титане, подвергнутом равноканально угловому прессованию // Вестник УГАТУ. 2009. Т. 12. № 2(31). С. 76-82.

152. Gray III G.T., Lowe Т.С., Cady C.M., Valiev R.Z., Aleksandrov I.V. Influence of strain rate andtemperature on the mechanical response of ultrafine grained Cu, Ni, and Al-4Cu-0.5Zr //NanoStructured Materials. 1997. V. 9. P. 477-480.

153. Mecking H. and Kocks U.F. Kinetics of Flow and Strain-hardening // Acta metall. 1981. V. 29. P. 1865-1869.

154. Kok S., Beaudoin A.J., and Tortorelly D.A. On the development of stage IV hardening using a model based on the mechanical threshold // Acta "mater. 2002. V. 50. P. 1653-1667.

155. Pantleon W. On the statistical origin of disorientation in dislocation structure // Acta Mater. 1998. V. 46. P. 451-456.

156. Александров И.В., Ситдиков В.Д. Использование трехмерной дислокационной модели Эстрина-Тота для анализа деформационного поведения меди // Вестник УГАТУ. 2006. Т.7, № 3. С. 35-41.

157. Sitdikov V.D., Chembarisova R.G., Alexandrov I.V. Analysis of Deformation Behavior of Cu Processed by High Pressure Torsion // Solid State Phenomena. 2006. V. 114. P. 101-106r

158. Ungar Т., Toth L.S., Illy J., Kovacs I. Dislocation structure and work hardening in polycrystalline OFHC copper rods deformed by torsion and tension // Acta Metall. 1986. V. 34. № 7. P. 1257-1267.

159. Hebesberger Т., Vorhauer A., Stuwe H.P, and Pippan R. Influence of the Processing Parameters at High Pressure Torsion // Nanomaterials by Severe Plastic Deformation (Eds: M. Zehetbauer, R. Z. Valiev). 2002. P. 447-452.

160. ZhiIyaev A.P., Nurislamova G.V., Kim B.-K., Baro M.Dl, Szpunar J.A., Langdon T.G. Experimental parameters influencing grain refinement and microstructural evolution during high-pressure torsion // Acta Mater. 2003. V. 51. P. 753-765.

161. Ungar T. Subgrain Size-Distribution, Dislocation Structures, Stacking- and Twin Faults and Vacancy Concentrations in SPD Materials Determined by X-ray Line Profile Analysis //Materials Sci. Forum. 2006. V. 503-504. P. 133-140.

162. Ситдиков В.Д., Александров И.В., Еникеев Н.А. Анализ деформационного поведения- меди в различных структурных состояниях // Вестник Тамбовского Университета. Серия: естественные и технические науки. 2003. Т. 8. № 4. С. 680-682.

163. Dalla Torre F., Lapovok R., Sandlin J. Thomson P.F., Davies'C.H.J., Pereloma E.V. Microstructures and properties of copper processed by equal channel angular extrusion for 1-16 passes // Acta Mater. 2004. V. 52. P. 4819-4832.

164. Бойко B.C., Сидоренко И.Н. Взаимодействие решеточной дислокации с болыпеугловой границей зерен // ФММ. 1989. Т. 67. № 3. С. 444 -450.

165. Salem A.A., Kalidindi S.R., Semiatin S.L. Strain hardening of titanium: role of deformation twinning // Acta Mater. 2005. V. 53. P. 3495-3502.

166. Alexandrav I.V., Chembarisova R.G., Sitdikov V.D. Analysis of deformation behaviour of Ti in different structural states // Materials Science and Engineering A. 2008. V. 483-484. P. 537-540.

167. Alexandrov I.V., Chembarisova R.G., Sitdikov V.D., Kazyhanov V.U. Modeling of defonnation behavior of SPD nanoslructured CP titanium // Materials Science and'Engineering A. 2008. V. 493; P. 170-175.

168. Zeipper L.F., Zehetbauer M.J., Holzleithner Ch. Defect basedimicromechanical modelling and simulation of nanoSPD CP-Ti in post-deformation // Mater; Sei. Eng. 2005. V. A41041T. P. 217-221.

169. Stolyarov V.V., Zhu Y.T., Alexandrov I.V., Lowe T.C.,.Valiev R.Z. Influence of ECAP Routes on the Microstructure and Properties of Pure Ti // Mater. Sei. Eng. 2001. V. A299. P. 59-67.

170. Kim I., Kim J., Kim Dl-I., and Park K.-T. Effects of grain size and pressing speed'; on the deformation mode of commercially pure titanium during, equal-channel anguler pressing // Metall. Mater. Trans. 2003. V; 34A. P. 1555-1558.