Влияние фундаментальных характеристик поликристаллов однофазных ГЦК сплавов на параметры зернограничного ансамбля тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Введение.

I. Поликристаллический агрегат и его строение.

1.1. Понятие о границах общего и специального типов.

1.2. Модели границ зерен.

1.3. Сведения о распределениях границ по углам разориентации в различных материалах.

1.4. Энергия границ зерен. Зависимости энергии границ зерен от фундаментальных характеристик (энергии дефекта упаковки и энергии антифазных границ).

1.5. Роль границ зерен разного типа в процессе пластической деформации.

1.6. Постановка задачи.

II. Материалы и методики исследования.

11.1. Выбор материалов для исследования, подготовка и характеристики образцов.

11.2. Методики изучения зеренной структуры с использованием оптической металлографии и электронной микроскопии.

Н.Э. Проблема оценки энергии границ зерен.

П.4. Оценка энергии упорядочения и энергии АФГ.

ПАМеханические испытания.

III. Влияние среднего размера зерна на зерноганичный ансамбль в сплаве Ы±зГе в состоянии с ближним атомным поряком.

III. 1. Качественное описание зеренной структуры. Типы материнских зерен.

Ш.2. Распределения материнских зерен по размерам в сплаве №зРе.

Ш.З. Статистика расстояний между ближайшими границами разного типа.

IIL4. Распределения границ зерен по энергии

III.5. Влияние среднего числа границ специального типа в материнском зерне на механические свойства.

IV. Роль концентрации твердого раствора и энергии дефекта упаковки в формировании зеренной структуры твердых растворов Cu-Al и Cu-Mn.ЮЗ

IV. 1. Описание зернограничных ансамблей в твердых растворах

Cu-Al и Cu-Mn.

IV.2. Распределения зерен, ограниченных границами общего типа, по размерам в сплавах Cu-Al.

IV.3. Распределения зерен, ограниченных границами общего типа, по размерам в сплавах Cu-Mn.

IV.4. Статистика расстояний между ближайшими границами разного типа.

IV.5. Распределения границ зерен по энергии в сплавах Cu-Al и Cu-Mn.

V. Изменение структуры зернограничного ансамбля в процессе атомного упорядочения в сплаве

Pd3Fe.

V.l. Качественное описание зернной структуры в сплаве с ближним и дальним атомным порядком.

V.2. Распределения материнских зерен по размерам в сплаве Pd3Fe.

V.3. Энергетическое состояние границ зерен при упорядочивающем отжиге. Распределения границ зерен по энергии.

V.4. Изменение кристаллографических параметров границ зерен в статистическом ансамбле зерен в результате отжига, приводящего к упорядочению сплава.

VI. Роль энергии упорядочения и энергии антифазных границ в формировании зеренной структуры упорядоченных сплавов со сверхструктурой LI2.

VI.1. Описание зернограничных ансамблей сплавов со сверхструктурой Ll2.

VI.2. Распределения зерен, ограниченных границами общего типа, по размерам в сплавах со сверхструктурой Ll2.

VL3. Статистика расстояний между ближайшими границами разного типа.

VL4. Энергия границ зерен. Распределения границ зерен по энергии.

Создание и внедрение новых металлических материалов с высокими технологическими и эксплуатационными свойствами является одним из важнейших направлений современного металловедения. В настоящее время представляется возможным конструирование поликристаллических агрегатов с заданным набором свойств. Фундаментальной основой такого конструирования является детальное изучение структуры поликристаллов и их границ зерен. Границы зерен определяют многие практически важные свойства материала, в особенности, механические. Имеется большое количество экспериментальных данных, свидетельствующих о том, что на поведение материала в процессе пластической деформации большое влияние оказывает тип границ зерен [1-8]. Известно [4], что при напряжениях, соответствующих пределу текучести, зернограничные источники дислокаций начинают работать прежде всего на границах общего типа. При напряжениях, больших предела текучести, наибольшее сопротивление распространению сдвигу также оказывают границы общего типа. В то же время через специальные границы передача скольжения от зерна к зерну облегчена [4-7]. В настоящее время установлено, что пластичность и прочность поликристаллических материалов в значительной мере определяются долей границ специального типа в зернограничном ансамбле [9-11]. Экспериментально установлено [12-15], что малоугловые и низкоэнергетические специальные границы обладают высоким сопротивлением разрушению. При этом межкристаллитный механизм разрушения поликристалла сменяется транскристаллитным [12]. Увеличение в материале доли специальных границ способствует подавлению межзерен-ного растрескивания [14, 16, 17], кавитации [18] и хладноломкости [19, 20], повышает свариваемость [21], сопротивление ползучести [18, 22, 23] и коррозионную стойкость [24-27]. В связи с вышесказанным аттестация поликристаллического агрегата по типу границ зерен в нем является весьма важной [28].

Согласно современным представлениям физической мезомеханики деформируемый поликристалл является самоорганизующейся многоуровневой системой, в которой движение структурных элементов всех масштабов происходит самосогласованно [29]. В соответствии с законом структурных уровней деформации мезосубструкту-ра может включает в себя как конгломерат зерен, так и отдельные зерна [30]. Элементы такой субструктуры зарождаются в условиях зернограничного проскальзывания и их движение характеризуется схемой «сдвиг + поворот» [31]. С этой точки зрения изучение структуры поликристаллического агрегата представляется очень важным.

Используя сведения о структуре и свойствах границ зерен в настоящее время ведутся работы по созданию новых материалов с целенаправленным формированием зернограничного ансамбля. Перспективное направление разработки прочных и достаточно пластичных поликристаллических материалов, заключающееся в "зернограничном конструировании", предложено Т. \Vatanabe [12-14]. В настоящее время есть примеры "зернограничного конструирования" [12-15, 32-35]. Путем различных механических обработок и отжигов, при температуре ниже температуры рекристаллизации, в зернограничном ансамбле можно получить долю границ специального типа до 80% [36-47]. Целью "зернограничного конструирования" является изменение функции распределения границ зерен в зависимости от угла разори-ентации, увеличивающее долю специальных границ в зернограничном ансамбле.

К настоящему моменту накоплен достаточно большой объем информации по статистике зернограничных распределений в металлах и сплавах и о влиянии типа границ зерен на их прочностные свойства [1, 2, 4, 10, 14-16, 18-24, 27, 36, 37, 44, 46, 42, 48-58]. Тем не менее, в литературе отсутствуют систематические данные о влиянии фундаментальных характеристик материала, таких как, энергия дефекта упаковки, энергия упорядочения, энергии антифазных границ в упорядоченных твердых растворах и концентрация твердого раствора, на параметры зернограничного ансамбля.

Основной целью настоящей работы является исследование зеренной структуры ряда ГЦК сплавов твердых растворов и факторов, влияющих на формирование зернограничного ансамбля. Материалами исследования были сплавы на основе меди, легированные алюминием и марганцем, упорядочивающиеся сплавы №3Ре, №3Мп, РёзРе и интерметаллид №3А1.

Диссертация состоит из шести глав. Первая глава посвящена обзору имеющихся литературных данных по экспериментальному и теоретическому исследованию границ зерен. Обзор литературы завершает постановка задачи исследования. Во второй главе приводятся сведения о материалах исследования и методиках определения параметров зеренной структуры. В третьей главе приведены результаты экспериментального исследования влияния среднего размера зерен на структуру зернограничного ансамбля в сплаве №зРе в состоянии с ближним атомным поряд7 ком. В четвертой главе рассмотрена роль энергии дефекта упаковки и концентрации твердого раствора в формировании зеренной структуры сплавов системы CuAl и Cu-Mn. В пятой главе выполнено исследование влияния упорядочения на спектр границ зерен в сплаве Pd3Fe. Шестая глава посвящена изучению зерногра-ничных ансамблей упорядоченных сплавов Ni3Mn, Pd3Fe и интерметаллида Ni3Al в зависимости от энергии упорядочения и энергии антифазных границ.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Зависимость доли границ специального типа в сплавах Cu-Al и Cu-Mn от величины энергии дефекта упаковки и концентрации твердого раствора.

2. Структура поликристаллического агрегата ГЦК сплавов на основе меди и никеля состоит из материнских зерен, ограниченных границами общего типа и образованных в процессе первичной рекристаллизации. Материнские зерна содержат границы специального типа, которые сформированы при вторичных процессах отжига. Увеличение размера материнского зерна увеличивает число специальных границ, содержащихся внутри него.

3. . Экспериментальное доказательство уменьшения доли границ специального типа в поликристаллических сплавах со сверхструктурой Ll2 с увеличением энергии антифазных границ и энергии упорядочения.

4. Экспериментально определенные распределения относительной энергии границ разного типа в сплавах на основе меди и никеля. Установленные зависимости энергии специальных границ от энергии дефекта упаковки, энергии антифазных границ и концентрации твердого раствора. 8

I. Поликристаллический агрегат и его строение

1.1. Понятие о границах зерен общего и специального типов Границы зерен представляют собой поверхность раздела, по которой сопрягаются два различно ориентированных кристалла. Для описания такой поверхности достаточно знать взаимную ориентацию двух сопрягающихся кристаллов и ориентацию граничной поверхности в кристаллической решетке каждого зерна [9-11]. Эти параметры принято называть макроскопическими. Разориентировку зерен, т. е. взаимную ориентацию двух соседних кристаллов, описывают как поворот одного кристалла относительно другого, приводящий к совмещению узлов кристаллических решеток, на угол 9 вокруг общей для обоих зерен кристаллографической оси и. Угол 0 называют углом разориентации, а направление и - осью разориентации. Вектор и выбирается единичной длины и задается тремя компонентами. Таким образом, разориентировку зерен задают четыре скалярных параметра, которые определяют вектор разориентировки 0=0 *и.

Параметры 0 и и определяют физические свойства границ зерен и являются основой их классификации. В зависимости от параметра 0 различают малоугловые, границы специального типа (СТ) и границы общего типа (ОТ). К малоугловым относятся границы с углом разориентации до 15°, к границам СТ и близкими к ним относятся границы, которые имеют высокую плотность совпадающих узлов (малые величины обратной плотности совпадающих узлов Т). Термин "специальные" введен для обозначения особых свойств границ с малыми значениями £ - этим границам соответствуют минимумы зернограничной энергии, коэффициента зернограничной диффузии, склонности к сегрегациям примесей и других свойств от угла разориентации [10]. Границы, не являющиеся границами СТ, называются границами ОТ. Границы относятся к близким границам СТ, если отклонение от специальной разориентации Д0 меньше некоторого Д0тах. Вопрос о максимальном значении Д0тах все еще остается дискуссионным. Величина Д0таХ может быть определена несколькими способами: Аетах=0оГ1/2 [59], Ае^^о^"1 [60], Д0тах=

1 П

902" [61]. Показатель степени I берется в зависимости от того, какое используется приближение для оценки усредненного вектора Бюргерса зернограничной дислокации. Параметр 0о определяется природой материала и характеризует переход от малоугловых границ к большеугловым.

Особые свойства границ СТ, такие как сопротивление ползучести [18, 22, 23] и разрушению [14, 16, 17], коррозионная стойкость [24-27], передача скольжения [4-7] и т. д. определяют интерес многочисленных исследователей. Единого ответа на вопрос о том, сколько границ СТ содержит поликристаллический агрегат и от каких параметров зависит их доля в спектре всех границ пока что в литературе нет. Известно, что влияние на указанные параметры оказывают способ получения материала, чистота исходных компонентов, условия предшествующей деформации и рекристаллизационный отжиг [10, 62]. Попытки вычисления доли границ СТ с использованием некоторых предельных значений обратной плотности совпадающих узлов (2), оказываются недостаточно обоснованными, так как границы с большими значениями Е могут обладать специальными свойствами, и наоборот, малая величина 2 не гарантирует наличие у границы специальных свойств [10, 43].

Основные выводы

1. Установлено, что зернограннчный ансамбль поликристаллического агрегата твердых растворов сплавов Cu-Al и Cu-Mn, Ni3Fe, Pd3Fe, Ni3Mn и интерметал-лида Ni3Al сформирован из материнских зерен. Материнские зерна ограничены границами общего типа и образуются в процессе первичной рекристаллизации. Внутри себя материнские зерна содержат границы специального типа, число которых растет с увеличением размера материнского зерна.

2. По расположению границ специального типа внутри материнского зерна выделено несколько типов материнских зерен: 1) не содержащих границ специального типа; 2) с фасетированными специальными границами, простирающимися через все материнское зерно; 3) с фасетированными специальными границами, начинающимися и заканчивающимися на одном участке границы общего типа; 4) с двойниками, которые начинаются и заканчиваются на одном участке границы общего типа; 5) с пластинчатыми двойниками; 6) с замкнутым двойником, не контактирующим с границами материнского зерна.

3. Обнаружено два основных вида тройных стыков границ зерен: 1) стыки, составленные только из границ общего типа и 2) стыки, содержащие две границы общего типа и одну специальную. Величина средней энергии границ в стыках второго типа меньше, чем первого.

4. Увеличение среднего размера зерна приводит к росту доли границ специального типа. Доля когерентных двойниковых границ и средняя относительная энергия границ специального типа от размера зерна не зависят.

5. Обнаружено, что среднее число границ специального типа в материнском зерне влияет на характеристики упрочнения на переходной стадии и стадиях II и III кривых деформации поликристаллов. На стадии IV это влияние отсутствует.

6. Установлено существование зависимости между величиной энергии дефекта упаковки и долей границ специального типа в сплавах Cu-Al: чем меньше энергия дефекта упаковки, тем больше доля границ специального типа и меньше их энергия. При слабой зависимости энергии дефекта упаковки от концентрации твердого раствора в сплавах Cu-Mn, рост содержания легирующего элемента уменьшает долю специальных границ за счет роста степени ближнего порядка

Заключение

Целью настоящей работы явилось детальное изучение зеренной структуры поликристаллического агрегата ГЦК однофазных сплавов - твердых растворов. Исследование было выполнено методами оптической металлографии и просвечивающей электронной микроскопии. Проведенные исследования зеренной структуры широкого класса поликристаллических материалов: чистого металла - меди, сплавов на ее основе Cu-Al и Cu-Mn, сплавов - твердых растворов с ближним порядком Ni3Fe, Pd3Fe, упорядоченных сплавов Ni3Mn, Ni3Fe, Pd3Fe и интерметаллида Ni3Al показали идентичность их строения по многим параметрам, так, основой формирования поликристаллического агрегата являются материнские зерна (МЗ), которые окружены границами общего типа (ОТ), и часть этих зерен внутри себя содержит границы специального типа (СТ). Границы ОТ, как правило, являются криволинейными и образуют замкнутый контур. Эти зерна имеют форму, близкую к полиэдрической. Границы СТ, расположенные внутри МЗ, могут быть как прямолинейными, так и фасетированными и могут простираться как через все МЗ, так и начинаться и заканчиваться на одном участке границы ОТ.

Для зеренной структуры характерно наличие тройных стыков зерен двух типов: 1) состоящих только из границ ОТ и 2) содержащих две границы ОТ и одну СТ. Статистическая обработка измерений углов в указанных тройных стыках показала, что распределения границ ОТ в зависимости от относительной энергии, полученные с использованием стыков первого типа, являются асимметричными. В этом случае среднее значение относительной энергии границ ОТ практически одинаково во всех сплавах и равно приблизительно 0,8. Из этого следует, что наиболее вероятный угол между выходами плоскостей стыкующихся границ на плоскость шлифа составляет 120°. Последнее свидетельствует о близости энергий границ, образовавших этот стык, и о том, что плоские сечения тройных стыков дают объективную информацию при достаточной статистике. В стыках второго типа наиболее вероятный угол, противолежащий границе СТ, близок к 180°. Таким образом, границы ОТ и СТ можно различать не только по морфологическому признаку, но и по величине противолежащего угла.

Из анализа тройных стыков была получена так же информация об энергии границ. Энергия границ ОТ, определенная с помощью тройных стыков первого типа, меньше, чем значения энергии границ ОТ, полученные при использовании стыков второго типа. В то же время, средние значения энергий границ в стыках второго типа меньше, чем в стыках первого типа, следовательно, образование низкоэнергетических границ СТ в тройных стыках второго типа связано со стремлением зер-нограничного ансамбля к уменьшению средней зернограничной энергии.

Статистический анализ распределений МЗ, построенных в зависимости от их размера, показал, что эти распределения близки к логарифмически нормальному. Особенностью распределений является наличие "хвоста", свидетельствующее о начале вторичной рекристаллизации, при которой наблюдается сильный рост отдельных МЗ. Распределения расстояний между ближайшими границами СТ близки к экспоненциальному. Это связано с тем, что образование границ СТ является особым рекристаллизационным процессом, снижающим уровень внутренних напряжений в поликристаллах. Распределения между границами ОТ близки к нормальному или логарифмически нормальному. Это означает достаточно случайное расположение границ ОТ в пространстве поликристалла. Проведенные исследования показали, что МЗ, ограниченные границами ОТ, образуются в процессе первичной рекристаллизации. Границы СТ формируются преимущественно при вторичных рекристаллизационных процессах.

Выполненные исследования показали, что число границ СТ в МЗ зависит от его размера. Увеличение размера МЗ сопровождается увеличением числа границ СТ в нем. Отметим, что общей особенностью исследованных зеренных структур является то, что размер МЗ, содержащих границы СТ, всегда больше размера МЗ, не содержащих границ СТ. Установлена обратная зависимость между долей МЗ и числом границ СТ в них: чем больше число границ СТ в МЗ, тем меньше доля таких зерен в ансамбле. Опережающий рост МЗ связан с формированием в них границ СТ, т.е. с общим понижением энергии зернограничного ансамбля.

Объем зерна, как известно, пропорционален кубу его линейного размера, поэтому даже, если крупных зерен мало, они могут занимать значительную часть объема. Показано, что малой доле МЗ, содержащих большое количество границ СТ (>9), соответствует объем, который они занимают, равный примерно 1/3 всего объема поликристалла. Именно эти МЗ, образуют "хвост" распределения, свидетельствующий о начале вторичной рекристаллизации. Таким образом, вся совокупность исследованных сплавов подчиняется принципу подобия: 1) в общем строении поликристаллического агрегата; 2) в распределениях между ближайшими границами разного типа; 3) в зависимостях размеров и долей МЗ от количества границ СТ, содержащихся в М3;4) распределениях границ зерен в зависимости от относительной энергии.

Параметры зеренной структуры зависят от природы сплава. В работе определена роль энергии дефекта упаковки (ДУ) и в случае упорядоченных сплавов -энергии антифазных границ (АФГ) и энергии упорядочения в формировании зер-нограничного ансамбля. В связи с этим, исследовались два класса материалов: 1) на медной основе (медь, твердые растворы Cu-Al и Cu-Mn) и 2) на никелевой основе (сплав NisFe в состоянии с ближним атомным порядком (БП), сплавы NisFe и Ni3Mn с дальним атомным порядком (ДП, г|«1) и интерметаллид Ni3Al). Установлено, что, чем больше значение энергии ДУ сплава, тем больше относительная энергия границ СТ в нем и меньше их доля. Наибольшее значение относительной энергии границ СТ имеет интерметаллид NÍ3AI, у которого значение энергии ДУ максимальное среди исследованных материалов.

Установлена зависимость, демонстрирующая важную роль энергии ДУ в формировании ансамбля границ СТ и их энергии. В твердых растворах Cu-Al, в которых увеличение содержания алюминия приводит к существенному снижению энергии ДУ, относительная энергия границ СТ также при этом понижается. Минимальное значение относительной энергии границ СТ имеет сплав Си+14 ат.% Al гу величина энергии ДУ которого равна 8,7 мДж/м , т. е. минимальное значение среди исследованных сплавов Cu-Al. В сплавах системы Cu-Mn, в которых рост концентрации марганца практически не изменяет энергию ДУ, относительная энергия границ СТ от энергии ДУ так же зависит слабо.

Обнаружено, что с ростом энергии ДУ наблюдается уменьшение доли границ СТ в зернограничном ансамбле. Анализ этих данных выявил две особенности. Во-первых, все сплавы разделились на две группы: 1) сплавы с ближним порядком и 2) сплавы с дальним порядком. В последних - к энергии ДУ нередко добавляется энергия АФГ. В сплавах с дальним атомным порядком энергия границ зерен, как правило, увеличивается за счет образования зернограничных антифазных границ. Эти причины выделяют сплавы с дальним порядком при формировании зернограничного ансамбля в особый класс. Во-вторых, в твердых растворах Cu-Mn с увеличением содержания марганца наблюдается уменьшение доли границ СТ, хотя величина энергии ДУ практически не изменяется при легировании меди марганцем. Можно полагать, что доля границ СТ в сплавах Cu-Mn определяется другими факторами. Известно, что с увеличением концентрации твердого раствора возрастает степень ближнего порядка. Рост степени ближнего порядка в этих сплавах приводит к образованию микродоменов. Энергия доменных границ атомного упорядочения влияет на энергию границ зерен, а ближний порядок - на кинетику формирования зернограничного ансамбля. Кроме того, в сплавах Cu-Mn марганец может иметь переменную валентность. Эти факторы выделяют особое поведение сплавов меди, легированных марганцем. Тем не менее, общая тенденция к уменьшению доли границ СТ с увеличением энергии ДУ для всех исследуемых в работе сплавов несомненна.

Изучено влияние энергии АФГ на параметры зернограничного ансамбля. Установлена зависимость средней относительной энергии границ СТ в сплавах со сверхструктурой LI2 от энергии АФГ в плоскостях октаэдра: с увеличением энергии АФГ, относительная энергия границ СТ возрастает. Несомненно, что роль энергии АФГ в формировании энергии границ зерен очень значительна. Наименьшую относительную энергию имеют границы СТ в сплаве Pd3Fe, энергия АФГ в котором из всех исследуемых упорядоченных сплавов наименьшая. В следствие этого, в сплаве Pd3Fe в спектре границ СТ преобладают двойниковые границы без АФГ. В интерметаллиде Ni3Al, энергия АФГ которого максимальна среди исследуемых упорядоченных сплавов, средняя относительная энергия специальных границ имеет наибольшее значение. Это означает, что двойниковые границы в интерметаллиде Ni3Al преимущественно содержат АФГ. Оценка доли границ СТ в исследуемых сплавах показала, что с увеличением энергии АФГ доля границ СТ уменьшается.

Установлено, что доля границ СТ в зернограничном ансамбле зависит от их относительной энергии. Интерметаллид Ni3Al, имеющий максимальное значение относительной энергии, содержит в спектре границ зерен наименьшую долю границ СТ среди исследуемых материалов. В твердых растворах на основе меди, легированных алюминием и марганцем, доли границ СТ имеют наиболее высокие значения при низких значениях относительной энергии этих границ. Следовательно, чем выше энергия границ СТ, тем меньше их доля в зернограничном ансамбле.

Изучение влияние режима термообработки на параметры зеренной структуры было проведено на сплаве Ni3Fe в состоянии с ближним атомным порядком на образцах со средними размерами зерен ( d) 10, 40, 127 и 215 мкм. В образце со средним размером зерна 10 мкм наблюдается максимальное значение доли границ СТ, которое обусловлено наличием в структуре зернограничного ансамбля МЗ, у которых контур из границ ОТ замкнут границей СТ. В образце с d, равным 40 мкм значение доли границ СТ минимальное среди исследуемых образцов. С увеличением среднего размера зерна в интервале от 40 до 215 мкм доля границ СТ возрастает. Определение относительной энергии границ СТ в образцах с разным средним значением размера зрен показало, что во всех случаях эта величина имеет одно и тоже значение. Следовательно, от режима отжига зависит доля границ СТ и не зависит энергия этих границ. Основные причины повышения доли границ СТ с увеличением размера зерна обусловлены более низкой энергией границ в тройном стыке, содержащем одну границу СТ, по сравнению с тройным стыком, составленным из границ ОТ. Этот факт связан со стремлением ансамбля границ к локальному минимуму энергии.

Проведено сопоставление зависимостей «среднее число границ СТ в МЗ п -средний размер зерна d» и « коэффициент деформационного упрочнения 0 - средний размер зерна d», полученных для сплава Ni3Fe в состоянии с ближним атомным порядком и со средними размерами зерен 10, 40, 127 и 215 мкм. Установлено существование определенных корреляций между зависимостями n=f{ d) и характеристиками упрочнения сплава Ni3Fe (БП). На переходной стадии в образцах со средним размером зерна d=10 мкм, содержащих максимальное число границ СТ в МЗ, имеет место наибольшая скорость убывания коэффициента упрочнения. Это свидетельствует о том, что на этой стадии через границы СТ легко осуществляется передача скольжения от зерна к зерну и присутствие границ СТ в зеренной структуре создает разупрочняющий эффект. На стадиях II и III зависимости « n- d», «Эп- d» и «<9ш>- d» подобны: с увеличением среднего размера d значения п, Эц и <0ш> уменьшаются. Это свидетельствует о том, что границы СТ вносят вклад в деформирующее напряжение, сопоставимый с вкладом от границ ОТ. На стадии IV

217 корреляция между зависимостями « n- d» и «0iV- d» отсутствует, что подтверждает ранее полученное заключение из исследований кривых деформации на сплаве Ni3Fe с разным размером зерен, что на стадии IV вклад границ зерен в сопротивление деформированию незначителен.

Влияние длительного отжига на зеренную структуру, который приводит к упорядочению сплава, было проведено для сплава PdsFe. В упорядоченном состоянии сплав имеет сверхструктуру Ll2. В процессе отжига происходит уменьшение средних значений размеров МЗ и уменьшается доля МЗ, содержащих границы СТ, что свидетельствует о миграции старых границ и образовании новых. Оценка энергии по методу тройных стыков показала, что в сплаве с ДП средняя величина энергии границ СТ уменьшилась при упорядочивающем отжиге за счет увеличения доли низкоэнегетических границ с обратной плотностью совпадающих узлов менее 11, которые имеют относительную энергию в интервале 0,02.0,1. Установлено, что при упорядочении сплава PdsFe изменяется вид распределения границ зерен в зависимости от угла разориентации, увеличивается среднее значение угла разори-ентации. В сплаве с ДП наблюдается преимущественная ориентация зерен вблизи направления [011]. Расположение осей поворота зерен друг относительно друга в основном стереотреугольнике существенно различается для границ СТ: в сплаве с ДП значительно увеличивается по сравнению со сплавом с БП вероятность наблюдения границ СТ с осями поворота вблизи направлений [111] и [011]. Таким образом, отжиг при Т<ТК, сплава PdsFe, приводящий к его атомному упорядочению, сопровождается существенными изменениями в ансамбле зерен сплава и их границ. Ранее [4, 51] подобная закономерность была установлена лишь для сплава Ni3Fe.

218

1. Lehockey Е.М., Palumbo G., Aust K.T, Erb U., Lin P. On the role of intercrystalline defects in polycrystal plasticity.// Scripta Mater.-1998.-V.39. -№3. -P.341-346.

2. Masahashi N., Hanada S. Grain boundary character distribution of ductile Ll2-type Ni3Al intermetallic alloys.//Z. Metallkd.-2000.-V.91.-№6.-P.516-522.

3. Перевалова О.Б., Конева H.A. Распределение дислокаций вблизи границ зерен в ГЦК поликристалле с ближним и дальним порядком. В сб. "Эволюция дислокационной структуры, упрочнение и разрушение сплавов". Томск: Изд-во ТГУ., 1992.-С.25-34.

4. Перевалова О.Б. Структура границ зерен и закономерности пластической деформации упорядоченного поликристаллического сплава Ni3Fe со сверхструктурой Ы2.//Дисс. . канд. физ.-мат. наук. Томск: ИФПМ, 1997.-400с.

5. Перевалова О.Б., Жуковский С.П. Факторы, определяющие активность систем скольжения у границ зерен в поликристаллическом ГЦК сплаве. В сб. "Пластическая деформация сплавов. Структурно-неоднородные материалы". Томск: Изд-во ТГУ, 1987.-С.119-124.

6. Геращенко И.П., Никитина Н.В., Карманчук И.В. Механизмы зернограничного упрочнения аустенитной нержавеющей стали, легированной азотом.// Изв. ВУЗов. Физика.-1994.-С.32-41.

7. Геращенко И.П. Формирование низкоэнергетического зернограничного ансамбля в поликристаллах ГЦК-сплавов с низкой энергией дефекта упаковки и его влияние на прочностные свойства.// Дисс. канд. физ.-мат. наук.-1994.-Томск,-248с.

8. Карманчук И.В. Наследование структуры кристаллизации монокристаллов и свойства поликристаллов аустенитных нержавеющих сталей с различным типом границ зерен //Дисс. канд. физ.-мат. наук.-1993.-Томск.-177с.

9. Копецкий Ч.В., Орлов А.Н., Фионова JI.K. Границы зерен в чистых металлах. М.:Наука, 1987,-158с.

10. Ю.Кайбышев O.A., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М. .Металлургия, 1987.-21 Зс.

11. П.Орлов А.Н., Перевезенцев В.Н., Рыбин В.В. Границы зерен в чистых металлах. М. :Наука, 1987.-160с.

12. Watanabe Т. Grain boundary design for new materials.// Trans. Jap.Inst.Metals.-l 984,-V.27.-P.73-83.

13. Watanabe T. An approach to grain boundary design for strong and ductile polycrystals.// Res.Mech.-l 984.-V. 11 .-P47-84.

14. Watanabe T. Grain boundary design and control for high temperature materials.// Mater. Sci. and Eng.-1993.-V.A166.-P.l 1-28.

15. Lim L.C., Watanabe T. Fracture toughness and brittle-ductile transition controlled by grain boundary character distribution (GBCD) in polycrystals.// Acta Metall. Mater. -1990.-V.38.-№l 2.-P.2507-2516.

16. Aust K.T, Erb U., Palumbo G. Interface control for resistance to intergranual cracking.//Mater. Sci. End Eng.-1994.-V.A176.-P.329-334.

17. Lehockey E.M., Palumbo G., Lin P., Brennenstuhl A. Mitigating intergranular Attack and growth in lead-acid battery electrodes for extended cycle and operating life.// Met. and Mater. Trans.-1998. -V.29A.-P.387-396.

18. Don J., Majumdar S. Creep cavitation and grain boundary structure in type 304 stainless steel.// Acta Metall.-1986.-V.34.-№5.-P.961-967.

19. Lehockey E.M., Palumbo G., Lin P. Grain boundary structure effects on cold work embrittlement of microalloyed steels // Scripta Mat.-1998.-V.39. -№3. -P.353-358.

20. Chiba A., Hanada S., Watanabe S., Abe Т., Obana T. Relation between ductility and grain boundary character distributions in Ni3Al // Acta Metall. Mater. -1994. -V.42. -№5. -P. 1733-1738.

21. Lehockey E.M., Palumbo G., Lin P. Improving the weldability and service performance of nickel- and iron-based superalloys by grain boundary engineering// Met. and Mater. Trans.-1998. -V.29A. -P.3069-3079.

22. Thaveeprungsriporn V., Was G. S. The role of coincidence-site-lattice boundaries in creep of Ni-16Cr-9Fe at 360° C. // Met. and Mater. Trans. -1997. V.28A.- P.2101-2112.

23. Колобов Ю.Р. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зерен и пластичность металлических поликристаллов. Новосибирск: Наука, 1998.-183с.

24. Lin P., Palumbo G., Erb U., Aust K.T. Influence of grain boundary character distribution on sensitization and intergranular corrosion of alloy 600 // Scripta Metal, of Mater. -1995. -V.33. -№9. -P. 1387-1392.

25. Palumbo G., King P.J., Aust K.T., Erb U., Lichtenberger P.C. Grain boundary design and control for intergranular stress-corrosion resistace //Scripta Metal, of Mater. -1991. -V.25. -P.1775-1780.

26. Bennet B.W., Pickering H. W. Effect of grain boundary structure on sensitization and corrosion of stainless steel.//Metall. Trans. -1985,- V.18A.- P.l 117-1124.

27. Palumbo G., Aust K.T. Localized corrosion at grain boundary intersections in high purity nickel.//Scripta Met. -1989. -V.22. -№6.-P.847-852.

28. Humphreys F.J. and Hatherly M. Recrystallization and related annealing phenomena. Oxford - New-York - Tokyo: Pergamon Press, 1996. - 497 p.

29. Панин B.E., Гриняев Ю.В.Данилов В.И., Зуев Л.Б. и др. Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск: Наука, 1990.-254с.

30. Елсукова Т.Ф., Панин В.Е. Механизмы усталостного разрушения поликристаллов на мезоуровне.//Изв. ВУЗов. Физика.-1996.-№6.-С.40-57.

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

32. Ашмарин Г.М., Гобелев М.Ю., Наумов Н.И., Шалимов А.В. Зернограничная релаксация, обусловленная разным типом внутренних поверхностей раздела в меди.//ФММ.-1989.-Т.67.-№3.-С.536-539.

33. Наумов Н.И., Шалимов А.В. Влияние продолжительности отжига на характер двойников отжига в меди. //ФММ.-1986.-Т.61.-№1.-С.143-148.

34. Фионова ЛК. Специальные границы зерен в равновесной структуре поликристаллического алюминия. //ФММ.-1979.-Т.48.-№5.-С.993-1003.

35. Grabcs A., Grabski M.W. Modeling of CLS boundaries distributions in polycrystals. // Scripta Met.-l 989.-V.23.-№8.-P. 1369-1274.

36. Kumar M., King W.E., Schwartz A.J. Modifications to the microstructural topology in F.C.C. materials through thermomechanical processing //Acta mater. -2000. -V.48. -P.2081-2091.

37. King W.E., Schwartz A.J. Toward optimization of the grain boundary character distribution in ofe copper. //Scripta Met. -1998. -V.38.-№3.-P. 449-455.

38. Сухомлин Г.Д., Андреева А.В. Топологические особенности развития структуры поликристаллов, обусловленных процессами двойникования. // ФММ.-1988,-Т.66.-№.3 .-С.509-513.

39. Lim L.C., Ray R. On the distribution of the grain boundaries in polycrystalline nickel prepared by strain-annealing technique.// Acta. Met.-1984.-V.32.-№ 8.-P.1177-1181.

40. Сухомлин Г.Д. Взаимодействие границ двойников отжига в ГЦК-поликристаллах. // ФММ.-1982.-Т.54.-№.1.-С.192-194.

41. Сухомлин Г.Д., Копецкий Ч.В., Андреева A.B. Специальные множественные стыки границ зерен в ГЦК-материалах.// ФММ.-1986.-Т.62.-№.2.-С.349-357.

42. Андреева A.B., Фионова J1.K. Низкоэнергетические ориентации границ зерен в алюминии.//ФММ.-1981.-Т.52.-№.3.-С.533-602.

43. Копецкий Ч.В., Фионова JI.K. Границы зерен.// Итоги науки и техн. металловед, и термообработки.-1986.-Т.20.-С.53-97.

44. Даниленко В.Н. Спектр разориентировок границ зерен в рекристаллизованном субмикрокристаллическом нихроме.// Металлофизика и НТ.-1998.-Т.20.-№9,-С.7-9.

45. Даниленко В.Н. Эволюция спектра разориентировок границ зерен в рекристаллизованном нихроме.// ФММ.-2000.-Т.90.-№3.-С.69-73.

46. Герцман В.Ю., Алябьев В.М., Мишин О.В., Пономарева Е.Г. Исследование статистики границ зерен в нержавеющей стали Х16Н15МЗБ.// Металлофизика.-1990.-Т.12.-№2.-С.113-115.

47. Ходоренко В.Н., Никитина Н.В., Коротаев А.Д., Карманчук И.В. и др. Влияние низкоэнергетических границ зерен на свойства аустенитной нержавеющей стали при одноосном растяжении.// ФММ.-1990.-№12.-С.117-121.

48. Герцман В.Ю., Даниленко В.Н., Валиев Р.З. Распределение разориентировок в мелкозернистом нихроме. // ФММ.-1989.-Т.68.-№2.-С.348-352.

49. Герцман В.Ю., Даниленко В.Н., Валиев Р.З. Распределение границ зерен по ра-зориентировкам в рекристаллизованном нихроме.// Металлофизика.-1990.-Т.12,-№3.-С. 120-122.

50. Герцман В.Ю., Мишин О.В., Короткова O.K., Аверин C.B. и др. Исследование распределения границ зерен, дислокаций и выделений в нержавеющей стали 04Х17Н14МЗГ2.// ФММ.-1991.-№12.-С.80-86.

51. Перевалова О.Б., Конева H.A., Козлов Э.В. Изменение кристаллографической структуры границ при фазовом переходе порядок-беспорядок в сплаве Ni3Fe.// Изв. ВУЗов. Физика,-1992.-№7.С.3-10.224

52. Jang H., Farkas D., De Hosson J.T.M. Determination of grain boundary geometry using TEM.//J. Mater. Res.-1992.-V.7.-№7.-P.1707-1717.

53. Randle V. Influence of kinetic factors on distribution of grain boundary planes in nickel. // Mater. Sei. and Techn. -1991. -V.l. P.985-990.

54. Randle V. The role of the grain boundary plane in cubic polycrystals. //Acta Mater. -1997. -V.46. -№5. -P. 1459-1480.

55. Randle V. Relationship between coincidence site lattice, boundary plane indices, and boundary energy in nickel //Mater. Sei. and Techn.- 1999. -V.15. -P.246-252.

56. Gertsman V.Y., Tangri K., Valiev R.Z. On the grain boundary statistics in metals and alloys susceptible to annealing twinning // Acta Metall. Mater. -1994. -V.42. -№6. -P.1785-1804.

57. Randle V. Grain assemblage in polycrystals // Acta Metall. Mater. -V.42. -№6. -P.1769-1784.

58. Randle V. Mechanism of twinning-induced grain boundary engineering in low stack-ing-fault energy materials. //ActaMater. -1999. -V.47. -№15. -P.4187-4196.

59. Brandon D.G. The structure of high-angle grain boundaries.// Acta Metall.-1966.-V.14.-№11.-P/1479-1484.

60. Андреева A.B., Фнонова Jl.K. Низкоэнергетические ориентации границ зерен в алюминии.//ФММ.-1981.-Т.52.-№.3.-С.533-602.

61. Андреева A.B., Фирсова A.A. Множественное двойникование и геометрическая модель строения границ.// Поверхность. Физ., Хим., Мех.-1987.-№6.-С.149-150.

62. Rändle V., Davies R. Lattice compatibility at interfaces after rectystallization. //Mater. Sei. and Techn.- 1999. -V.15. -P.750-754.

63. Хирт Д., Лоте И. Теория дислокаций.-М.:Атомиздат, 1972.-600с.

64. Grimmer Н., Bollman W., Worrington D.H. Coincidence site lattice and complete pattern lattices in cubic crystals.// Acta Cryst.A.-1974.-V.30.-Part.2.-P. 197-207.

65. Зисман A.A., Рыбин B.B. Температурно-геометрические условия существования специальных границ, физически выделенных границ.// ФММ.-1989.-Т.68.-№2,-С.264-270.

66. Bollman W. Crystal defects and crystalline interface. Springer, Berlin-Heidelderg-New York.-1970-P.332-345.

67. Косевич В.М., Иевлев В.М., Палатник J1.C., Федоренко А.И. Структура межкри-сталлитных и межфазных границ.-М. Металлургия, 1980.-256с.

68. Smith D.A., Vitec V., Pond R.C. Computer simulation of symmetrical high angle boundaries in aluminium.// Acta Metall.-1977.-V.25.-P.475-483.

69. De Hosson T.M., Vitec V. Atomic structure of (111) twist grain boundaries in fee metals.//Phil. Mag.A.-1990.-V.61.-№2.-P.305-327.

70. Мазилова Т.И. Трехмерные зернограничные структуры в вольфраме.// ФММ,-1999.-Т.89.-№1 .-С.72-74.

71. Мазилова Т.И., Михайловский И.М. Множественность структур границ зерен и решетка зернограничных сдвигов.// ФТТ.-1995.-Т.37.-№1.-С.206-210.

72. Прокпивный В.В. Моделирование межчастичных поверхностей при сближении.//Металлофизика и НТ.-1996.-Т.18.-№2.-С.38-44.

73. Mills M.J. High resolution transmission electron microscopy and atomic calculations of grain boundaries in metals and intermetallics. // Materials Science and Engineering.- 1993. -V.A166. -P.35-50.

74. Кустов С.Jl. Структурно-энергетические характеристики специальных границ зерен наклона в металлах и упорядоченных сплавах на основе ГЦК-решетки.// Дисс. канд. физ.-мат. наук.-1999.-Барнаул.-193с.

75. Сухомлин Г.Д., Андреева A.B. Топологические особенности развития структуры поликристаллов, обусловленных процессами двойникования. // ФММ.-1988,-Т.66.-№.3.-С.509-513.

76. Sukhomlin G.D., Andreeva A.V. Particular properties of ИЗ" boundaries in FCC polycrystals.// Phys. Stat. Sol.-1983.-V.A78.-№l.-P.333-341.

77. Clarebrough L.M., Forwood C.T. The properties of near 29 grain boundary <111> boundary dislocation. // .//Phys. Stat. Sol.-1980.-V.A60.-№l.-P.51-57.

78. Watanabe Т., Fujii H., Oikawa H., Arai K.I. Grain boundaries in rapidly solidified and annealed Fe-6,5 mass.% Si polycrystalline ribbons with high ductility. // Acta Met. -1989-V.37.-№3.-P.941-952.

79. Wagner W.R., Tan T.Y., Balluffi R.W. Faceting of high-angle grain boundaries in the coincidence lattice.//Phil. Mag.-1974.-V.29.-№4.-P.895-904.

80. Глейтер Г., Чалмерс Б. Большеугловые границы зерен.-М.:Металлургиздат 1975.-375С.

81. Жукова Т.И., Фионова JI.K. Исследование ориентационной зависимости энергии специальных границ зерен.// ФТТ.-1983.-Т.25.-№3.-С.826-832.

82. Копецкий Ч.В., Фионова JI.K. Границы зерен в чистых металлах с кубической решеткой.// Поверхность.-1984.-№2.-С. 3-30.

83. Винокур Б.Б., Пилюшенко B.JL, Касаткин О.Г. Структура конструкционной легированной стал и.-М.: Металлургия, 1983.-215с.

84. ФридельЖ. Дислокации.-М. :Мир, 1967.-643с.

85. Wolf D. Structure- energy correlation for grain boundaries in FCC metals-3. symmetical title boundaries.//Acta Met.-1990.-V.38.-№5.-P.781-790.

86. Wolf D. Structure- energy correlation for grain boundaries in FCC metals-4. asymmetical twist (general) boundaries.// Acta Met.-1990.-V.38.-№5.-P.791-798.

87. Wolf D. Structure- energy correlation for grain boundaries in FCC metals-I. Boundaries on the (111) and (100) planes.// Acta Met.-1989.-V.37.-№7.-P. 1983-1993.

88. Микаелян K.H., Овидько И.А., Романов A.E. Дисклинации в квазипериодических межзеренных границах наклона.// ФММ.-2000.-Т.90.-№3.-С.16-22.

89. Русаков Г.М. Низкая энергия специальных границ кручения.// ФММ.-2000.-Т.90.-№3.-С.14-20.

90. Brokman A., Balluffi R.W. Conciderence lattice model for structure and energy of grain boundaries.// Acta Met.-1981.-V.29.-P.1703-1719.

91. Мак Лин Д. Границы зерен в металлах.-М.:Металлургиздат, 1960.-322с.

92. Артемьев А.В., Фионова JI.K. Изменение морфологии границ зерен в А1 при нагреве.// ФММ.-1988.-Т.66.-№1 .-С. 132-136.

93. Фионова Л.К. Энергия специальных границ зерен, отклоненных от когерентного положения.//ФММ.-1983.-Т.56.-№1.-С.41-46.

94. Farkas D., Lewus М.О., Rangrajan V. Investigation of 2 distribution and relative energy of grain boundaries in ductile and brittle Ni3Al.// Scripta Met.-1988.-V.22,-P. 1195-1200.

95. Takasugi T. and Isumi O. Geometrical consideration on grain boundary structure of L20 and Ll2 superlattice alloys.// Actamet.-1983.-V.31.-№8.-P.l 187-1802.

96. Перевалова О.Б. Свойства зернограничных дислокаций в упорядоченном сплаве со сверхструктурой Lb- Пластическая деформация сплавов. Томск: Изд-во ТГУ,1986.-С.231-239.227

97. Старостенков М.Д., Демьянов Б.Ф., Кустов C.JL, Грахов E.J1. Межзеренные границы наклона 1=5 в сплаве Ni3Fe.// ФММ.-1998.-Т.85.-№5.-С.43-50.

98. Старостенков М.Д., Демьянов Б.Ф., Свердлова Е.Г., Грахов Е.Л. Энергия границ зерен наклона в упорядоченном сплаве NiAl.// Металлофизика и НТ.-1998,-Т.20.-№8.-С.55-80.

99. Chen S.P., Voter A.F., Srolovitz D.J. Computer simulation of grain boundaries in Ni3Al: the effect of grain boundary composition. // Scripta Met.- 1986.-V.20.-P. 13891394.

100. Cermak J., Ruzickova J., Pokorna A. Grain-boundary diffusion of nickel in Cr-, Fe-, and Zr-modified Ni3Al intermetallic. // Intermetallics.-1999.-V.7.-P.725-730.

101. Cermak J., Ruzickova J., Pokorna A. Grain-boundary diffusion of chromium in Ni3Al intermetallic modified by Fe, Cr, and Zr. // Intermetallics.-1998.-V.6.-P.473-443.

102. Starostenkov M.D., Demyanov B.F., Kustov S.L., Sverdlova E.G., Grakhov E.L. Computer modeling of grain boundaries in Ni3Al. // Computational Materials Sci-ence.-1998.-V.10.-P.436-439.

103. Farkas D., Cardozo F.A. The multiplicity of possible grain boundary structures in Ni3Al. // Intermetallics.-1998.-V.6.-P.257-268.

104. Розенберг B.M. Ползучесть металлов.-М.Металлургия, 1967.-267c.

105. Arzt E., Ashby M.E. Verrall R.A. Interface controlled diffusional creep.// Acta. Met.-l 983.-V.31 .-P. 1977-1989.

106. Шалимова A.B., Рогалина H.A. Влияние разориентировок между соседними зернами на проскальзывание по границам.// ФММ.-1981.-Т.51.-№5.-С.Ю84-1086.

107. Найденкин Е.В., Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., Раточка И.В. Влияние типа зернограничного ансамбля на ползучесть никеля в условиях диффузии атомов серебра с поверхности.// ФММ.-1999.-Т.88.-№4.-С. 101-106.

108. Грабовецкая Г.П., Зверев И.К., Колобов Ю.Р. Развитие пластической деформации и разрушения при ползучести легированных сплавов на основе Ni3Al с различным содержанием бора.//ФММ.-1994.-Т.77.-№3.-С.152-158.228

109. Бокштейн С.З., Василенок Л.Б., Шамин Р.Е. Влияние бора на тонкую структуру, диффузию и ползучесть никелевого сплава с направленной структурой.// Изв. АН СССР. Металлы.-1980.-№4.-С. 125-130.

110. Painter G.S., Averill F.W. Effect of segregation on grain boundary cohesion: A density-functional cluster model of boron and sulfurin nickel.// Phys. Rev. Letters.-1987.-V.58.-№3.-P.234-237.

111. Liu C.T., White C.L., Horton J.A. Effect of boron grain-boundaries in N13AI.// Acta Met.-l 985.-V.33.-№2.-P.213-229.

112. Курдюмова Г.Г. Влияние двойникования на пластичность высоколегированных сплавов на основе хрома.//Металлофизика.-1985.-Т.7.-№4.-С.93-98.

113. Bacia М., Kwieciuski I., Wyrzykowski J.W. Effect of grain boundary characteristics on mechanical behavior of quenched aluminium.// Mater. Science and Tech.-1989.-V.5.-№10.-P.993-998.

114. Валиев P.3., Кайбышев O.A., Корзникова Г.Ф., Ценев Н.К. Структура границ зерен и сверхпластичность алюминиевых сплавов.// ФММ.-1986.-Т.62.-№1,-С.180-186.

115. Кайбышев О.А., Валиев Р.З., Ценев Н.К. Влияние состояния границ зерен на сверхпластическое течение.// ДАН СССР.-1984.-Т.278.-№>1 .-С.93-97.

116. Валиев Р.З., Ценев Н.К., Кайбышев О.А., Мышляев М.М. Влияние структуры границ зерен на развитие механизмов сверхпластической деформации алюминиевых сплавов.// Металлургия. -1990,-№10.-С.191-196.

117. Пугачев А.С. Введение в теорию вероятности. М.: Наука, 1978.-286с.

118. Е.С. Смирнова, В.Н. Чувильдеев Влияние малых концентраций примеси на диффузионные свойства границ зерен.// ФММ.-1999.-Т.88.-№1.-С.74-79.

119. Кустов СЛ., Демьянов Б.Ф. Энергия и свободный объем границ зерен наклона в ГЦК металлах. Тезисы докладов V международной школы-семинара229

120. Эволюция дефектных структур в конденсированных средах", г. Барнаул, 2000 г., С.143-144.

121. Зайченко С.Г., Шалимова А.В., Титов А.О., Глезер A.M. Роль тройных стыков в развитой пластической деформации поликристаллов. // ФММ.-1996.-Т.82,-№3.-С.161-166.

122. Zaichenco S.G., Shalimova A.V., Titov А.О., Glezer A.M. Evolution of triple junction defect structure at plastic deformation of metallic polycystals.// Interface Sci-ence.-1996.-№3.-P.203-207.

123. King A.H. Triple junction structure and properties.// Mater. Sci. Forum.-1999.-V.294-296.-P.91 -94.

124. Fortier P., Aust K.T., Miller W.A. Effect of symmetry, texture and topology on triple junction character distribution in polycrystalline materials.// Acta Metall. Ma-ter.-1995.-V.43.-№l.-P.339-349.

125. Андреева A.B., Перевезенцев B.H., Фионова JI.K., Щербань М.Ю. Механизм расщепления границ зерен в ГЦК кристаллах.// Поверхность. Физика. Химия. Механика.-1982.-№6.-С.116-124.

126. Перевезенцев В.Н., Щербань М.Ю. Прохождение зернограничных дислокаций через тройные стыки зерен.// Поверхность. Физика. Химия. Механика. -1983.-№4.-С. 116-122.

127. Перевезенцев В.Н., Шалимова А.В., Щербань М.Ю. Роль стыков зерен в деформировании и отжиге поликристаллов.// Металлофизика,-1988.-Т. 10.-№4,-С.26-32.

128. Muller P. Disclinations at grain boundary triple junction: between Bollmann disclinations and Volterra disclinations. // Mater. Sci. Forum.-1999.-V.294-296.-P.353-356.

129. Fuhita H., Touda K., Hino H. Movement of three fold nodes of boundaries in high temperature creep polycrystalline aluminium.// Trans. Jap. Inst. Metals.-1980.-V.21.-№5.-P.325-335.

130. Шалимова A.B., Ройтбурд A.JI., Рогалина H.A., Капустин A.M. // Поверхность. Физика. Химия. Механика.-1985.-№9.-С.136-141.

131. Sursaeva V.G., Czubayko U., Gottstein G., Shvindlerman L.S. Effect of triple junction on grain boundary migration.//Mater. Sei. Forum.-1999.-V.294-296.-P.517-520.

132. Лазаренко A.C., Рабухин В.Б., Слезов B.B. О релаксации напряженного состояния тройного стыка границ зерен.// Металлофизика.-1991.-Т.13.-№4.-С.40-46.

133. Рабухин В.Б. Влияние поверхностей раздела на пластическую деформацию и внутреннее трение металлических нитей// Поверхность. Физика. Химия. Меха-ника.-1983.-№10.-С.5-21.

134. Копецкий Ч.В., Фионова JI.K. Тройные стыки и взаимодействие границ зерен. //Поверхность. Физика. Химия. Механика,-1982.-№12.-С. 111-120.

135. Валиев Р.З., Герцман В.Ю., Кайбышев O.A., Сергеев В.И. Исследование взаимодействий дислокаций и границ зерен при деформации в электронном микроскопе.//Металлофизика.-1983.-Т.5.-№2.-С.94-100.

136. Vystael Т., Jacques A.,Gemperle A., Gemperlova J., Georg A. Dislocation interaction with a 1=3 grain boundary observed by in-situ ТЕМ.// Mater. Sei. Forum.-1999.-V.294-296.-P.3 97-400.

137. Герцман В.Ю., Бенгус B.3., Валиев P.3., Кайбышев O.A., О роли границ зерен в деформационном упрочнении мелкозернистого поликристалла. //ФТТ,-1984.-Т.26.-№6.-С. 1712-1718.

138. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский Э.П., Горная И.Д., Васильев А.Д. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов. Киев: Наукова Думка, 1989.-256с.

139. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности материалов. Киев: Наукова Думка, 1975.-316с.

140. Штремель М.А. Прочность сплавов. М.: МИСИС, 1999.-Т.1 .-432с.

141. Суон П. Р. Сб. Электронная микроскопия и прочность кристаллов. М.: Металлургия .- 1968-320с.

142. Crampin S., Vvedensky D.D., Monnier R. Stacking fault energies of random metallic alloys.// Phil. Mag. A.-1993.-V.67.-№6.-P. 1447-1457.

143. Неклюдов И.М., Камышанченко H.B. Физические основы прочности и пластичности металлов. Москва-Белгород, 1995.-115с.

144. Cockayne D. J. Н., Jenkins М. L., Ray I. L. F. The measurement of stacking-fault energies of pure face-centred cubic metals.//Phil. Mag.-1971.-V.24.-№192.-P.1383-1392.

145. Stobbs W. M., Sworn С. H. The weak beam technique as applied to the determination of the stacking-fault energy of copper.//Phil. Mag.-1971.-V.24.-№192.-P.1365-1381.

146. Hasegawa Т., Asou K., Karashima S. Electron microscope of stacking fault energy in Cu-11.5 and 16.0 At. pet A1 alloys at temperatures between 20 and 700° C. //Metall. Trans.-1974.-V.5-№4-P.933-938.

147. Hall E. L., Vander J., Sande B. On projected of stacking fault used for foil thickness determination.//Phil. Mag.-1975.-V.32-№6-P.1289-1295.

148. Clarebrough L. M. Stacking fault tetrahedra in annealed f.c.c. metals and alloys. //Phil. Mag.-1974.-V.-№5.-P. 1295-1312.

149. Steffens Th., Schwink Ch., Korner A., Karnthaler H.P. Transmission electron microscopy study of stacking-fault energy and dislocation structure in CuMn alloys. // Phill. Mag. A-1987.-V.56.-№ 2.-P.161-173.

150. Nakajima K., Numakura K. Effect of solute atoms on stacking faults Cu-Ni and Cu-Mn systems.// Phill. Mag.-1965.-V.12.-№116.-P.361-368.

151. Тришкина Л.И., Попов C.H., Подковка В.П., Конева Н.А. Дислокационная структура и деформационное упрочнение сплава РёзБе. Дислокационная и доменная структура и деформационное упрочнение сплавов. Томск.: Изд-во ТГУ, 1984.-С. 14-27.

152. Перевалова О.Б., Конева Н.А., Козлов Э.В. Методика электронно-микроскопического определения параметров границ зерен в металлах с кубической структурой.// Заводская лаборатория.-1993.-№8.-С.29-32.232

153. Утевский J1.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М. .Металлургия ,-1973.-583с.

154. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия,-1970.-375с.

155. Чернявский К.С. Стереология в металловедении. М.Металлургия.-1977.-279с.

156. Прушинский В.В., Панин В.Е., Фадин В.П. и др. Нейтронографическое исследование кинетики упорядочения ряда тройных сплавов на основе Ni3Mn// ФММ.-197О.-Т.30.-С.54-60.

157. Козлов Э.В., Тайлашев А.С., Штерн Д.М. Превращение порядок-беспорядок в сплаве Ni3Fe//Pi3B. Вузов. Физика.-1977.-№5.-С.32-39.

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

159. Arko AC., Liu Y.H. The effect Hall-Petch behavior in Ni3Fe// Met.Trans.-l 971.-V.2.-№7.-P. 1875-1888.

160. Gindraux G., Form W. New concepts of annealing-twin formation in face-centred cubic metals.//J.Inst.Metals.-1973.-№101.March.-P.85-93.

161. Перевалова ОБ., Конева H.A., Козлов Э.В. Зеренная структура сплава Ni3Fe.// Изв. Вузов. Физика.-1999.-№11.-С. 34-42.

162. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1978,-565с.

163. Хеснер Ф. Рекристаллизация металлических материалов. М.: Металлургия., 1982.-352.

164. Harring С. Physics of powder metallurgy. McGraw-Hill, N.Y., 1951 .-P143.

165. Hasting N.A.J., Peacock J.B. Справочник по статистическим распределениям.-M.: Статистика, 1980.-94с.

166. Попов J1.E., Есипенко В.Ф., Конева Н.А. Дефекты упаковки вычитания в упорядоченном сплаве, деформированном при высоких температурах. // ФММ.-1975.-Т.40.-.№1.-С.211-215.

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

168. Shoeck J. Determination of the stacking fault energy in Ll2 alloys. // Phil.Mag. Letters.-1997.-V.75.-.№1.-P.7-14.

169. Матвеева H.M., Козлов Э.В. Упорядоченные фазы в металлических системах. М.:Наука.-1989.-246с.

170. Кривоглаз М.А., Смирнов А.А. Теория упорядочивающихся сплавов. М.: Гос.Изд-во ф.-м.лит-ры.-1958.-388с.

171. Смирнов А.А. Молекулярно-кинетическая теория металлов. М.: Наука,-1966.-484с.

172. Marsinkovsky M.J., Miller D.S. The effect of ordering on the strength and dislocation arrangements in the Ni3Mn superlattice. // Phil.Mag.-1961 ,-№6.-P.871.

173. Sun Y-Q. Structure of antiphase boundaries and domains // Intermetallic com-paunds. Principles and practicle / Ed. by Westbrook I.H., Flisher R.L.-N.-Y.: J. Wily and Sons-1995.-V.l-.P.495-517.

174. Перевалова О.Б., Светличная Т.Н., Коновалова Е.В., Конева Н.А., Козлов Э.В. Формирование зернограничного ансамбля в железно-никелевом сплаве при разных режимах отжига.// Физ.ХОМ.-2000.-№1.-С.86-93.

175. Коновалова Е.В., Конева Н.А., Перевалова О.Б., Козлов Э.В. Структура зернограничного ансамбля ГЦК однофазных поликристаллов.// Мезомеханика,-2000.-T.3.-№3.-C.-.21-28.

176. Вонсовский С.В. Магнетизм. М.Наука.-1971.-1032 с.

177. Коновалова Е.В., Перевалова О.Б., Конева Н.А., Козлов Э.В. Влияние энергии дефекта упаковки на зеренную структуру сплавов Cu-Al. I// Современные проблемы прочности. Под. Ред. Малинина В.Г. Новгород: Нов.ГУ, 1999.-V.2.-С.242-251.

178. Byung-Nam Kim Two-dimensional simulation of grain growth based on an atomic jump model for grain boundary migration// Mater. Sci. and Engin.-2000.-A23.-P. 164171.

179. Shimizu I. A stochastic model of grain size distribution during dynamic recristalli-zation// Phil. Mag.-1999.-V.79.-№5.-P. 1271-1231.

180. Вассерман Г., Гревен И. Текстуры металлических материалов. М.; Металлургия, 1969.-654с.

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

182. Кудрявцев И.П. Текстуры в металлах и сплавах. М.: Металлургия, 1965.-292с.

183. Haasen P. How are new orientations generated during primary recristallization? // Metall. Trans.A.-1993.-V.24A.-P. 1001-1015.

184. Попов JI.E., Козлов Э.В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов. М.: Металлургия, 1970. -214 с.

185. Коновалова Е.В., Перевалова О.Б., Конева H.A., Козлов Э.В. Влияние энергии дефекта упаковки на энергию специальных границ в сплавах Си-Al. II// Современные проблемы прочности. Под. Ред. Малинина В.Г. Новгород: Нов.ГУ,-1999.-V.2.-C.3-5.

186. Конева H.A., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации//Изв. Вузов. Физика,-1990.-№ 2.-С.89-106.

187. Теплякова JI.A., Конева H.A., Лычагин Д.В. и др. Эволюция дислокационной структуры и стадии деформационного упрочнения монокристаллов упорядоченного сплава Ni3Fe с ориентацией 001.// Изв. Вузов. Физика,-1988.-№ 2,-С. 56-64.

188. Жуковский С.П., Конева H.A., Кобытев B.C. и др. Влияние размера зерен на деформационное упрочнение упорядочивающегося сплава Ni3Fe.//H3B. Вузов. Физика,-1981.-№ 2.-С.92-112.

189. Влияние размера зерна на дислокационную структуру сплава Ni3Fe./ H.A. Конева, Д.В. Лычагин, О.Б. Перевалова и др. // Пластическая деформация сплавов.-Томск :ТГУ, 1986.

190. Конева H.A. Эволюция дислокационной структуры, стадийность деформации и формирование напряжения течения моно- и поликристаллов ГЦК однофазных сплавов: Дисс. . докт. физ.-мат. наук. Томск.ТГУ, 1986-780с.

191. Конева H.A., Козлов Э.В. Закономерности субструктурного упрочнения// Изв. Вузов. Физика.-1991.-№ 3.-С.56-70.

192. Конева H.A., Пауль A.B., Жуковский С.П. и др. Параметры параболической стадии деформационного упрочнения и соотношений Белла для моно- и поликристаллов упорядочивающихся сплавов. // Металлофизика.-1984.-№6.-С.84-88.

193. Коновалова Е.В., Перевалова О.Б., Конева H.A., Козлов Э.В. Влияние содержания марганца на зернограничный ансамбль и спектр специальных границ в сплавах Cu-Mn.// Металлофизика и новейшие технологии.-2001.-№4.-С.-.

194. Коновалова Е.В., Перевалова О.Б., Конева H.A. Зеренная структура ГЦК твердых растворов сплавов Cu-Mn. // Вестник ТГАСУ.-2000.-№1.-С.-34-44.

195. Архаров В.И., Клоцман С.М., Тимофеев А.Н. О влиянии малых примесей на коэффициенты диффузии в поликристаллических материалах. II // ФММ.-1958,-Т.6.-№2.-С.256-260.

196. Архаров В.И., Клоцман С.М., Тимофеев А.Н. О влиянии малых примесей на коэффициенты диффузии в поликристаллических материалах. III Влияние таллия на самодиффузию серебра. // ФММ.-1959.-Т.8.-№5.-С.709-713.

197. Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов. М.: Государственное научно-техническое издательство литературы по черной и цветной металлургии, 1961.-Т. 1.-608с.

198. Иверонова В.И., Кацнельсон A.A. Ближний порядок в твердых растворах. М.: Наука, 1977.-255С.

199. Титоров Д.В., Князев Н.М. Границы произвольного типа. Тезисы I Всесоюзной конференции.-Уфа.-1983.-С.213.

200. Перевалова О.Б., Коновалова Е.В., Конева H.A., Козлов Э.В. Роль энергии упорядочения в формировании зеренной структуры и спектра специальных границ в упорядоченных сплавах со сверхструктурой Ь12.// ФММ.-1999.-Т. 88.-№ 6.-С. 68-76.

201. Перевалова О.Б., Коновалова Е.В., Конева H.A., Козлов Спектр специальных границ в сплавах N13AI, Ni3Fe и Ni3Mn со сверхструктурой Ь12. // Металлофизика и НТ.-2000.-Т.22.-№6.-С.29-37.

202. Vidoz А.Е., Lazarevic D.P., Cahn R.W. Strain-ageing of ordering alloys, with special reference to the nickel-iron system //Acta Met.-1963.-V.l 1.-P.17-33.236

203. Cahn R.W. Recovery and recrystallizations. Elsevier Science BV, 1996.-P.2400-2500.