Закономерности деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge в зависимости от ориентации оси деформации

Абзаев, Юрий Афанасьевич

Закономерности деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge в зависимости от ориентации оси деформации тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Абзаев, Юрий Афанасьевич АВТОР

доктора физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Томск МЕСТО ЗАЩИТЫ

2004 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Закономерности деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge в зависимости от ориентации оси деформации»

Автореферат диссертации на тему "Закономерности деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge в зависимости от ориентации оси деформации"

На правах рукописи

АБЗАЕВ ЮРИИ АФАНАСЬЕВИЧ

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ДЕФОРМАЦИОННОГО И ТЕРМИЧЕСКОГО УПРОЧНЕНИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ СПЛАВА В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ОРИЕНТАЦИИ ОСИ ДЕФОРМАЦИИ

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора физико - математических наук

Барнаул - 2004

Работа выполнена Томском государственном архитектурно - строительном университете.

Научный консультант:

доктор физико - математических наук, профессор

Старенченко В. А.

Официальные оппоненты:

доктор физико - математических наук, профессор

Гринберг Б.А.

доктор физико - математических наук, профессор

Чумляков Ю.И.

доктор физико — математических наук, профессор Демьянов Б.Ф.

Ведущая организация:

Институт металловедения и физики металлов ЦНИИ Чермет им И.П. Бардина.

Защита состоится "_23" декабря 2004 г. в // часов на заседании диссертационного совета Д212.004.04 при Алтайском государственном техническом университете по адресу:

65оЭ38, г. Барнаул, пр. Ленина 46.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Алтайского государственного технического университета

Автореферат разослан "_"_2004 г.

Ученый секретарь диссертационного совет: кандидат физико - математических наук /

Жданов А.Н.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Разработка материалов с улучшенными физико - механическими свойствами, прогнозирование поведения материалов под воздействием нагрузки является одной из основных задач материаловедения. Современная техника требует создания новых материалов с комплексом необходимых и специфических свойств. Одним из перспективных направлений современного материаловедения является разработка материалов, сочетающих высокие прочностные свойства и сохранение их при повышенных температурах. Сплав Ni3Ge относится к материалам со сверхструктурой в котором с ростом температуры испытания предел текучести, напряжение течения и коэффициент деформационного упрочнения возрастают, достигают максимального значения при температуре пика и затем снижаются. Аномальный температурный рост характеристик кривых течения называется в литературе аномалией механических свойств или термическим упрочнением. Наиболее сильно температурная аномалия напряжений течения проявляется в сплавах со сверхструктурой, которые имеют высокую энергию упорядочения. Это — такие сплавы как NijAI, Ni3Ga, Ni-jSi, NiaGe, Co3Ti, сплавы на основе титана, палладия и др.. Суперсплавы на никелевой основе имеют хорошие эксплуатационные свойства в высокотемпературной области и являются основой для материалов, используемых в авиации и ракетной технике. Повышенный интерес к материалам этого класса вызван как возможностью их практического использования при повышенных температурах эксплуатации, так и проблемой понимания физической природы пластической деформации материалов в широком температурном интервале.

К моменту постановки задачи настоящего исследования отсутствовали систематические исследования развития дислокационных субструктур (ДСС) с деформацией в сплавах с высокой энергией антифазных границ. Отсутствовали данные о количественных характеристиках ДСС, и их связи с характеристиками кривых течения при разных температурах испытания. Данные об субструктуре, как правило, ограничивались сведениями о ДСС на начальных стадиях деформации. Теоретические концепции, привлекаемые для объяснения явления термического упрочнения и получившие наибольшее развитие, основывались только на существовании барьеров, сформированных в результате cross - slip в кубическую плоскость винтовых компонент сверхдислокаций. Однако известно, что сопротивление деформированию является мнрго-факторной проблемой. Сопротивление деформированию при разных температурах испытания определяется формированием термоактивированных барьеров различной прочности. Барьеры характеризуются разными значениями энергии активации в условиях кубического и октаэдрического скольжения. Относительный вклад барьеров в температурное упрочнение варьируется с ростом температуры испытания.

Целостное представление о закономерностях температурной аномалии

характеристик кривых течения, роли различны), на^апниио^сопротивлсния

РОС. НАЦИОНАЛЬНА« БИБЛИОТЕКА CI О»

движению дислокаций может быть получено на основе анализа количественных параметров ДСС и закономерностей деформационного и термического упрочнения сплавов. Разнообразные количественные соотношения параметров кривых течения, закономерности эволюции ДСС и междислокационного взаимодействия с деформацией при различных температурах испытания позволяют синтезировать обнаруженные закономерности в виде единой математической модели.

Значительный вклад в понимание природы аномалии сплавов с высокой энергией упорядочения и исследования ее закономерностей был внесен отечественными учеными. Такими как Васильев Л.И., Гринберг Б.А., Попов Л.Е., Старенченко В.А., Козлов Э.В., Травина Н.Т., Ковалевская Т.А., Чумляков Ю.И., Конева Н.А., Иванов М.А., Никитин А.А., Горностырев Ю.Н., Яковен-кова Л. И., и многие другие.

Монокристаллы сплава Ni3Ge обладают рядом свойств, которые выделяют его в материал исключительно удобный для экспериментального исследования закономерностей температурной аномалии сдвиговых напряжений и предела текучести. Прежде всего, это значительная температурная аномалия предела текучести, наибольшая среди интерметаллидов с Ll2 сверхструктурой. Сильная ориентационная зависимость аномалии предела текучести. Высокий уровень сдвиговых напряжений и при этом относительно высокая пластичность.

В связи с вышеизложенным, выяснение физической природы деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплавов с высокой энергией упорядочения на примере Ni3Ge является актуальной проблемой.

Основной целью настоящего исследования является изучение общих закономерностей деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge различных ориентации оси деформации. Построение на основе установленных закономерностей феноменологической модели деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge различных ориентации.

Цель работы и состояние проблемы на момент постановки задачи определили основные задачи исследования:

1. Детальное экспериментальное изучение характеристик кривых течения монокристаллов Ni3Ge различных ориентации при разных температурах испытания. Изучение температурных зависимостей предела текучести, сдвиговых напряжений, ориентационной зависимости аномалии предела, температуры пика аномалии текучести.

2. Детальное экспериментальное исследование эволюции дислокационной субструктуры на уровне зоны сдвига и дислокационного ансамбля. Идентификация систем скольжения в разных температурных интервалах. Связь формоизменения деформированных образцов с системами скольжения в условиях кубического и октаэдрического скольжения. Качественное и количественное описание эволюции дислокационного ансамбля с деформаци-

ей, выявление основных составляющих ДСС при разных температурах испытания. Анализ однородности и подобия дислокационной субструктуры, изучение особенностей ее развития с деформацией при октаэдрическом и кубическом скольжении. Установление разнообразных соотношений между параметрами дислокационной субструктуры и их связи с уровнем сдвиговых напряжений.

4. Теоретический и экспериментальный анализ термоактивированных механизмов формирования барьеров различной природы и оценки вклада этих барьеров в температурный рост предела текучести и сдвиговых напряжений. Построение на основе экспериментально установленных закономерностей феноменологической модели деформационного и термического упрочнения сплавов со сверхструктурой ЬЬ на примере монокристаллов №3ве разных ориентации.

Научная новизна диссертационной работы. В работе впервые проведено комплексное исследование температурных зависимостей предела текучести, сдвиговых напряжений в монокристаллах М3ве разных ориентации совместно с эволюцией дислокационных структур при разных температурах испытания. Установлена низкотемпературная и высокотемпературная аномалия предела текучести. Обнаружена исключительно сильная немонотонная ориентационная зависимость аномалии предела текучести, температуры пика, предела текучести при температуре пика, и интенсивности температурного упрочнения. Изучен механизм образования и разрушения прямолинейных барьеров Кира - Вильсдорфа, а также механизм взаимодействия краевых компонент сверхдислокаций с точечными дефектами в условиях октаэдриче-ского и кубического скольжения, и их роль в низко- и высокотемпературной аномалии предела текучести монокристаллов №3ве. Оценена также их роль в ориентационной зависимости температурной аномалии предела текучести.

Установлено, что суперпозиция механизмов контактного торможения дислокаций, некомпенсированных дальнодействующих напряжений, флук-туационной поправки совместно с термоактивированными вкладами оказывается близкой к уровню сдвиговых напряжений при всех деформациях и температурах испытания. Исследованы относительные вклады термоактивированных механизмов в зависимости от температуры испытания и ориентации оси деформации.

В монокристаллах №3ве с ориентацией [001] обнаружена суиерлокали-зация деформации при температуре испытания Т 900К. Вся деформация

кристалла обеспечивается развитием сегментированных и полосовых субструктур. Обнаружена фрагментация деформации, обусловленная неоднородностью деформации при сжатии монокристаллов №3ве.

1 Установлено, что дислокационная субструктура в монокристаллах М3ве относится к хаотическому и однородному типу, которая сохраняется вплоть до деформаций разрушения. В формирующихся однородных ДСС наблюдается подобие междислокационных взаимодействий при все исследуемых температурах испытания. Анализ эмпирических и теоретических распределений различных параметров дислокационной субструктуры в зависимости от деформации при разных температурах показало, что устойчивым распределением является логарифмически нормальный закон распределения параметров субструктуры. Как следствие хаотический тип субструктуры в монокристаллах М3ве оказывается с развитием деформации однородным и самоподобным. Показано, что дислокационная субструктура с деформацией развивается в сторону хаотизации, а с ростом температуры испытания - структурирования. На основе полученных экспериментальных результатов построена феноменологическая модель температурного и деформационного упрочнения монокристаллов М3ве различных ориентации. Достоверность и обоснованность научных результатов обеспечены корректной постановкой задач, использованием современных исследовательских методов, согласием основных положений и выводов, сформулированных в диссертации, с известными экспериментальными и теоретическими данными. Применение методов статистической обработки результатов исследования.

Научное и практическое значение результатов работы. Полученные

в работе экспериментальные и теоретические результаты, феноменологические соотношения и зависимости углубляют физические представления о природе температурного и деформационного упрочнения сплавов со сверхструктурой Ь12 и высокой энергией антифазных границ. Совокупность экспериментальных результатов и разнообразных соотношений параметров субструктуры и характеристик кривых течения, полученные в работе, могут быть использованы для различных схем механотермической обработки сплавов со сверхструктурой Ы2. Автор защищает.

1. Совокупность экспериментальных данных о влиянии температуры и ориентации на характеристики кривых течения монокристаллов сплава М3ве. Теоретический и экспериментальный анализ закономерностей температурной аномалии предела текучести, сдвиговых напряжений. Многостадийный характер температурной аномалии предела текучести на восходящей и нисходящей ветвях в условиях октаэдрического и кубического скольжения. Различные феноменологические соотношения параметров субструктуры и кривых течения в разных температурных интервалах и влияние на них ориентации оси деформации.

2. Результаты модельных расчетов движущих сил формирования и разрушения барьеров Кира -- Вильсдорфа на винтовых компонентах сверхдислокаций при разных ориентациях оси деформации. Закономерности ориентационной и температурной зависимости предела текучести, напряжений течения и температуры пика аномалии.

3. Экспериментальные и теоретические данные о закономерностях развития деформации на уровне зоны сдвига и дислокационной субструктуры в М^е. Качественное и количественное описание эволюции субструктуры с деформацией. Эмпирические соотношения между различными параметрами субструктуры и параметрами деформации на уровне зоны сдвига. Закономерности их вариации с деформацией при разных температурах.

4. Экспериментальный и теоретический анализ вкладов механизмов сопротивления деформированию в термическое и деформационное упрочнение монокристаллов сплава NijGe разных ориентации. Общие закономерности формирования напряжений течения при разных температурах испытания и ориентациях оси деформации. Термоактивированные вклады различных составляющих дислокационной субструктуры, и их относительная роль в аномалии сдвиговых напряжений. Феноменологическую модель деформационного и термического упрочнения монокристаллов М^е множественной и одиночной ориентации.

Апробация работы. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на 7 Всесоюзном совещании по упорядочению атомов и влияния на свойства сплавов (Свердловск, 1984); на 7 международной конференции «Прочность металлов и сплавов (Монреаль, 1986); на 2-4 Координационных семинарах «Пластическая деформация и актуальные проблемы прочности сплавов и порошковых материалов» (Томск, 1980, Барнаул, 1981, Томск, 1982); совещаниях по тепловой микроскопии «Структура и свойства металлических материалов в широком диапазоне температур» (Новокузнецк, 1982, Москва, 1984, 1986); на Всесоюзном семинаре «Роль дефектов в физико -механических свойствах твердых тел» (Барнаул, 1985); на 6 семинаре «Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 1993); на 3 Международной конференции «Прочность и пластичность материалов в условиях внешних энергетических воздействий» (Новокузнецк, 1993г.); на 1 Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Новгород, 1994); на 2 Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах» (Барнаул, 1994г.); на 3 Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 1996 г.); на Международной конференции «Неустойчивость материалов в условиях механического нагружения» (Санкт-Петербург, 1996г.); на Международном семинаре "'Актуальные проблемы прочности имени В А Лихачева"; на У1 Международной конференции "Актуальные проблемы материаловедения" (Новокузнецк, 1999) на 7 Междуна-

родной школе - семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 2002 г.); на 13th International Conference on the Strength of Materials, (Budapest, 2003, Hungary); "X, XI, XII Петербургских чтениях по проблемам прочности" 1999,2000,2001.

Публикации. По материалам диссертации имеется более 60 публикаций, перечень основных работ приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, основных выводов и библиографии. Общий объем составляет 372 страницы, включающей 237 страниц текста, 120 страниц с рисунками, 18 таблиц и 494 библиографических ссылок.

Во введении обоснована актуальность темы, сформулирована цель и задачи исследования, дается краткое содержание работы, освещается научная новизна и сформулированы основные положения, выносимые на защиту.

Глава 1. "Механические свойства монокристаллов сплава Ni3Ge". В главе приводится анализ механических свойств монокристаллов сплава Ni3Ge различных ориентации оси деформации. Приведены данные о температурных зависимостях предела текучести, сдвиговых напряжений монокристаллов NbGe пяти ориентации оси деформации: [001], [ 139], [ 4.9.17], [ 234], [ 111], рис.1. На рисунке приведены температурные зависимости предела текучести тс монокристаллов Ni3Ge исследуемых ориентации оси деформации. Предел текучести и сдвиговые напряжения значительно возрастают с ростом температуры испытания. В интервале температур 77К-ь873К предел текучести возрастает в 4-12 раз. Наиболее значительная температурная аномалия предела текучести наблюдается в ориентации [ 139]. На восходящей ветви тс(Т) в ориентациях [ 139] и [001] обнаруживаются два участка, которые характеризуются разной интенсивностью температурного упрочнения. Ориентация оси деформации оказывает значительное влияние на проявление температурной аномалии. На зависимости те(Т) выделяются участки, как с большой интенсивностью температурного роста предела текучести, так и участки его независимости от температуры. Сильная ориентационная зависимость температурной аномалии характеристик кривых течения является исключительной особенностью монокристаллов Ni3Ge. В монокристаллах Ni3Ge с ориентациями [ 4.9.17], [ 234], [ 111] температурная зависимость предела текучести имеет сложный вид. Обнаруживается низко- и высокотемпературная аномалия предела текучести. Детальное исследование показало, что в низкотемпературной области аномалии за температурой пика (ТР 300К) в ориентациях [ 4.9.17], [ 234], [ 111] наблюдается кубическое скольжение (гл.2). При температуре Т = 700К в условиях кубического скольжения наблюдается слабый пик на зависимостях тс(Т), который не зависит от ориентации оси деформации, рис.1. Существование пика, где развито кубическое скольжение, а также аномальный рост напряжений течения обнаружены впервые. Высокотемпературная аномалия предела текучести в условиях кубического

скольжения свидетельствует о термоактивированной самоблокировке сверхдислокаций скользящих в плоскости куба.

Рис.1. Схема направлений оси деформации в стереографическом треуюльпике и температурные зависимости предела текучести тс монокристаллов [001 ]. | 139] сплава NijGe (а); а также зависимости тс(Т) Ni3Gc в ориентациях [ 4.9.17J, [ 234]. [ 111] в условиях кубического (б) и октаэдрического скольжения (в).

Температуры пика предела текучести в монокристаллах Ni3Ge с ориен-тациями [ 234], [ 111], [ 4.9.17] близки друг другу. На участках кривых т(Т), где наблюдается термическое упрочнение (низкотемпературная область аномалии), интенсивность термического упрочнения в значительной степени определяется склонностью к кубическому скольжению.

С целью выявления факторов, ответственных за температурную аномалию предела текучести тс(Т) в работе были проведены исследования очиента-ционной зависимости Дтс(Т)=тс(300К)-тс(77К). На рис.2 приведены данные о температурном приросте Ах в зависимости от параметров ориентации N, Q и угла отклонения направления оси деформации от полюса [001] в направлении полюса [ 111] стереографического треугольника. Склонность к поперечному скольжению оценивается параметром N, который характеризует вклад кубических систем скольжения в движущую силу термоактивированного сощеп-ления винтовых компонент сверхдислокаций. Параметр N - отношение фактора Шмида в плоскости поперечного скольжения к фактору Шмида в первичном октаэдре. Q - отношение фактора Шмида частичных дислокаций Шокли к фактору Шмида в первичном октаэдре.

Параметры N и Q определяют величин сдвиговых напряжении дислокациях в кубических плоскостях и на часшчных дислокациях Iilok.ni ошо-

сительно сдвиговых напряжений в октаэдрической плоскости, т.е. Ткуб=^т(пп- Где тчШ, х(ц1), Ткуб сдвиговые напряжения на частичных дислокациях Шокли, в октаэдрической и кубической плоскостях соответственно.

0 10203040 50 о Угол,

0,60 0,75 0,90 1,05

050

* "40 о

"Изо <

20 10 0

- б

—а—т

-о—зл

0,0

0,4 0,8n1,2

1,6

Рис.2. Ориентационная зависимость температурного изменения напряжений течения от угла отклонения от [001] в направлении [ 111] при различных степенях деформации в интервале температур ДТ = 293 - 77К. (а) зависимость приращения Дтс от угла; (б, в) - зависимость Дтс от параметра N и Q соответственно.

При некотором значении температуры испытания сдвиговые напряжения тчщ и т^б варьируются с изменением параметров N и О относительно Т(ш). С параметром (} связана также величина расщепленности частичных дислокаций Шокли. Согласно динамическому равновесию выполняете \ следующее равенство для частичных дислокаций Шокли: К5Ь2/(2лг)«уКду+ *чшЬ. Где К5 - энергетический фактор, г - величина расщепленности сверхчастичной дислокации, уКду - сверхструктурный дефект упаковки, Ь - вектор Бюр-герса. Очевидно, что г уменьшается с ростом сдвиговых напряжений тчШ. Эти напряжения возрастают с увеличением параметра С} и неизменном т(т). Параметры N и (} определяют также ориентационную зависимость движущей силы поперечного скольжения винтовых сверхдислокаций а/2[ 101](111). Анализ зависимости Лт(Т) при изменении параметров N и 0 свидетельствует о значительном влиянии ориентации оси деформации на температурную аномалию предела текучести. Параметры N и <3 однозначно связаны с индексами направления оси деформации монокристаллов сплава Т^ЬСе. Как видно на

рис.2 температурный прирост Ат является немонотонной функцией названных параметров. Величина Ат также достигает максимум при значениях угла Ф и параметров N и Q, соответствующих ориентации оси_деформации [ 139]-[ 4.9.17] и, затем, снижается. В ориентациях [001] и [ 139] при комнатной температуре, когда скольжение осуществляется по октаэдрическим системам скольжения, N и Q оказывают значительное влияние на подвижность дислокаций. В ориентациях I 4.9.17], [ 234], [111] температура пика близка комнатной температуре, Тр « ЗООК. При температуре пика активизируется кубическое скольжение, что приводит к резкому снижению величины предела текучести в октаэдрических плоскостях скольжения. Деформация на начальных стадиях обеспечивается скольжением сверхдислокаций по кубическим системам.

Таким образом, из анализа графиков на рис.2 следует, что ориентацион-ная зависимость температурной аномалии Ат определяется рядом причин. К ним относятся значения факторов Шмида в первичной октаэдрической плоскости, кубической плоскости поперечного скольжения, их относительной величиной, факторами Шмида в первичном кубе и склонностью к сощепле-нию частичных дислокаций Шокли. Температурная аномалия Ат = f(T) определяется суперпозицией указанных причин, относительная роль которых меняется с вариацией ориентации оси деформации. В случае скольжения по ок-таэдрическим системам в низкотемпературной области температурная аномалия предела текучести связывается с механизмом формирования барьеров Кира — Висльсдорфа. На формирование барьеров на винтовых компонентах сверхдислокаций оказывает существенное влияние уровень сдвиговых напряжений в первичной октаэдрической плоскости, кубической плоскости поперечного скольжения, а также величина расщепленности частичных дислокаций Шокли, которая в динамическом равновесии также зависит от сдвиговых напряжений.

В работе были_исследованы кривые течения монокристаллов Ni3Ge для ориентации [001], [ 139], [ 234], [ 111], [ 4.9.17], а также зависимости коэффициента деформационного упрочнения от деформации при разных температурах. Влияние температуры и ориентации оказывается сложным. Выделяются следующие закономерности механических свойств сплава Ni3Ge.

С ростом температуры форма кривых течения меняется от вогнутой к выпуклой. На эту смену оказывает влияние ориентация. Это формоизменение реализуется как в условиях октаэдрического, так и кубического скольжения.

Обнаруживается значительный аномальный рост сдвиговых напряжений. Причем с ростом е аномалия возрастает. В [ 139] наблюдается наибольший аномальный рост напряжений сдвига т. Максимум на тс(Т) и т(Т) близки друг другу. Ориентация оказывает сильное влияние на аномалию сдвиговых напряжений т(Т). Изменяется деформация до разрушения под влиянием температуры. При температурах с максимумом температурной аномалии предела

текучести пластичность минимальна для всех исследуемых ориентации. При высоких температурах за температурой пика аномалии обнаруживается неустойчивая деформация, которая проявляется в появлении пилообразных участков на кривых течения, а также участков со снижающимся коэффициентом деформационного упрочнения.

Глава 2. "Геометрия скольжения, формоизменение и пластичность монокристаллов сплава Ni3Ge". В главе рассматриваются вопросы, связанные с геометрией скольжения, формоизменением образцов монокристаллов Ni3Ge в процессе деформации при различных температурах испытания. Анализируются деформации и напряжения течения в локальных областях монокристаллах, а также фрагментация деформации, обусловленная неоднородностью деформации монокристаллов при сжатии.

Исследование картины следов скольжения показало, что в интервале температур, соответствующих восходящей ветви температурной зависимости предела текучести действуют первичные октаэдрические системы скольжения, которые обеспечивают, в основном, ожидаемое формоизменение монокристаллов. Вблизи температуры пика аномалии Т«Тр пластическая деформация осуществляется первичной и вторичной (плоскость cross — slip) кубическими системами. При дальнейшем повышении температуры, деформация обеспечивается кубической системой с максимальным фактором Шмида, которые также определяют формоизменение образцов при деформации.

Детальное исследование пластичности показало, что пластичность в монокристаллах NisGe достигает максимальных значений при температурах Т = 77К и 900К, и наименьших значений вблизи температуры пика аномалии для всех исследуемых ориентации. В монокристаллах с [001] ориентацией обнаружено явление суперлокализации деформации при температуре Т«900К. На начальных стадиях образования суперлокализации эта область является очень узкой, след ее совпадает с плоскостями (111). С ростом деформации и температуры испытания область локализации деформации расширяется. Внутри этой области развиваются поворотные моды деформации. Условием возникновения суперлокализации деформации является высокий уровень напряженного состояния и температуры испытания, а также запрет на скольжение по кубическим системам. При данной температуре испытания высокой является подвижность деформационных точечных дефектов.

Исследование рельефа поверхности методом сеток выявило заметную неоднородность деформации локальных мест. Выделяются три области фрагментации деформации при исследованных температурах испытания. Это -края образцов, а также его центральная часть. Вклад флуктуации в локальных местах приповерхностной области оказывается заметным. Аппроксимация эмпирических распределений размеров сеток деформированного сплава Ni3Ge показало, что деформация локальных мест подчиняется нормальному закону. С повышением температуры испытания установлено, что конфигурационная эшропия деформированных размеров ячеек уменьшается, что свиде-

тельствует об уменьшении возможных значений деформации в локальных местах поверхности Ni3Ge.

В центральной части наблюдается однородное распределение сдвиговых напряжений. На краях образцов обнаруживается неоднородное распределение сдвиговых напряжений. В области неоднородной деформации обнаруживается значительное снижение уровня сдвиговых напряжений по мере приближения к краю образцов. Этот эффект является значительным при деформациях, близких к разрушению в особенности при низких температурах испытания. Как следствие, доля неоднородной области с ростом степени деформации возрастает. Возрастает также доля неоднородной области кристалла со значениями сдвиговых напряжений, которые не превышают предел текучести.

Глава 3. " Закономерности эволюции дислокационной структуры монокристаллов Ni3Ge ориентированных для одиночного и множественного скольжения ". В главе представлен качественный и количественный анализ эволюции дислокационной субструктуры с деформацией при разных температурах (Т = 77,_293, 523, 673, 873К) монокристаллов с ориентацией оси деформации Проанализированы осо-

бенности распределения дислокаций в монокристаллах Ni3Ge. Проведен анализ составляющих дислокационной структуры в различных температурных интервалах. Исследовано изменение количественных характеристик дислокационной структуры с деформацией при различных температурах и разных ориентациях оси деформации. В частности, плотности дислокаций, интенсивности накопления дислокаций. Эти параметры сопоставлены со сдвиговыми напряжениями. Проанализированы основные механизмы торможения дислокаций и их роль в упрочнении монокристаллов Ni3Ge.

Анализ эволюции дислокационной субструктуры (ДСС) с деформацией при разных температурах монокристаллов Ni3Ge выявил основную особенность дислокационных структур. Дислокационная структура в монокристаллах Ni3Ge относится к хаотическому и однородному типу субструктуры. Этот тип оказывается устойчивым вплоть до деформаций разрушения. Данная особенность ДСС наблюдается в монокристаллах Ni3Ge всех исследованных ориентации оси деформации. Хаотический тип субструктуры обнаруживается при температурах испытания в условиях октаэдрического и кубического скольжения. Указанная особенность ДСС монокристаллов Ni3Ge может быть следствием, по нашему мнению, низкой подвижности дислокаций в процессе деформации по сравнению с другими сплавами сверхструктуры. В каждом конкретном случае природа низкой подвижности дислокации в условиях сравнительно малых дальнодействующих напряжений связывается с конкретным механизмом самоблокировки индивидуальных дислокаций. Это -формирование термоактивированных барьеров высокой прочности: барьеров Кира - Вильсдорфа, осаждение точечных дефектов, образование точечных стопоров на линии дислокации и т.д.

Обнаружена корреляция между аномальным температурным ростом напряжений течения и увеличением плотности дислокаций. Более того, обнаруживается корреляция между стадиями температурного роста предела текучести и напряжений течения с плотностью составляющих ДСС. В частности в области низкотемпературной аномалии в дислокационной субструктуре доминируют прямолинейные винтовые дислокации, а при более высоких температурах (Т>300-400К), высокой оказывается доля искривленных дислокаций, содержащих невинтовую ориентацию, рис.3. Темнопольной методикой идентификации векторов Бюргерса было установлено, что прямолинейные дислокации имеют винтовую ориентацию. Многочисленные литературные данные о прямолинейных сверхдислокациях в монокристаллах также

свидетельствуют о том. что они являются винтовыми сверхдислокациями, которые в большинстве случаев являются барьерами Кира - Вильсдорфа. На рис.3 приведены температурные и ориентационные зависимости плотности прямолинейных дислокаций (ПД) для [111], [4.9.17], [139], [001], а также ее доли. Плотность ПД составляет основную долю от скалярной плотности при температурах Т=77 — 293К. При этих температурах наблюдается сильная низкотемпературная аномалия предела текучести. Интенсивность накопления ПД максимальна на начальных стадиях деформации, затем она снижается. С деформацией плотность ПД, как правило, возрастает в 2-3 раза. В монокристаллах М^е с ориентациями [234], [111], [4.9.17] при температурах, где наблюдается кубическое скольжение плотность ПД - небольшая и практически не меняется с деформацией. В [139] монокристаллах при температурах, превышающих температуру пика аномалии тс(Т), т.е. в условиях развитого кубического скольжения с ростом температуры испытания наблюдается рост плотности дислокационных петель малого радиуса, искривленных дислокаций. Можно полагать, что в низкотемпературной области температурная аномалия сдвиговых напряжений определяется термоактивированным накоплением прямолинейных конфигураций дислокаций, которые являются барьерами Кира - Вильсдорфа. Ориентационная зависимость температурной аномалии предела текучести проявляется через ориентационную зависимость плотности прямолинейных дислокаций. При более высоких температурах испытания на восходящей ветви аномалии тс(Т) в ДСС доминируют искривленные дислокации. Температурное увеличение предела текучести и напряжений течения связывается в этом случае с формированием непрямолинейных барьеров, формирование которых связано со взаимодействием дислокаций с точечными дефектами.

За температурой пика аномалии в ДСС обнаруживается первичное кубическое скольжение. Вследствие термоактивированного формирования барьеров разного типа скольжение по октаэдрическим плоскостям оказывается шрудненным. При температурах испытания, превышающих температуру пика аномалии предела текучести, в дислокационной субструктуре наблюда-

ется тенденция к формированию протяженных сплетений дислокаций. Однако хаотический тип распределения дислокаций преобладает вплоть до разрушения. Формирование непрямолинейных барьеров в результате осаждения -захвата точечных дефектов на сверхдислокациях является фактором, снижающим подвижность дислокаций в случае хаотического распределения дислокаций в кубической плоскости.

Можно выделить некоторые общие закономерности развития дислокационных субструктур за температурой пика аномалии в условиях кубического скольжения для разных ориентации. Прежде всего, это хаотический тип субструктуры. В субструктуре отсутствует преимущественное залегание свободных сегментов сверхдислокаций. Наблюдается тенденция к формированию протяженных групп сверхдислокаций. Обнаруживается высокая плотность стопоров на сверхдислокациях, которые определяют деформационное упрочнение. Интенсификация термоактивированных процессов проявляется в том, что в структуре возникает большее количество петель малого радиуса, рядов петель и узких диполей. Обнаруживается подобие ДСС при разных е и температурах испытания за пиком аномалии для всех ориентации оси деформации. Наблюдаются прямолинейные дислокации, которые входят в состав узких диполей, или являются междислокационными реакциями кубических систем скольжения. Влияние ориентации на эволюцию дислокационных субструктур проявляется в основном в количественных значениях р, и других параметрах ДСС.

При всех температурах испытания, ориентациях оси деформации наблюдается высокая плотность локальных стопоров на дислокациях.

При разных ориентациях оси деформации в дислокационной структуре обнаруживаются петли малого радиуса, ряды петель, узкие диполи. Эти конфигурации наблюдаются вплоть до деформаций, соответствующих разрушению. С увеличением деформации и температуры испытания наблюдается рост плотности данных структур. Источником образования рядов петель являются узкие невинтовые диполи. Данные конфигурации наблюдаются при октаэдрическом и кубическом скольжении. В последнем случае размеры петель несколько больше. Указанные конфигурации дислокаций свидетельствуют о формировании высокой плотности линейных барьеров. Эти барьеры огибаются скольжением сегментов дислокаций механизмом Орована. На барьерах могут сформироваться в результате термической активации петли дислокаций малого радиуса. Эти структуры относятся к внутризонным конфигурациям дислокаций.

При низких температурах на восходящей ветви тс(Т) в дислокационной субструктуре доминируют прямолинейные дислокации. Обнаруживаются также искривленные дислокации, диполи и осколки (debris) дислокаций различных конфигураций (петли, ряды петель, узкие диполи и т.д.).

Температура испытания, степень деформации и ориентация оси деформации приводят к перераспределению основных составляющих ДСС, но при этом хаотический тип распределения дислокаций сохраняется.

При более высоких температурах на восходящей ветви тс(Т), несмотря на рост плотности прямолинейных дислокаций с температурой, возрастает относительная доля искривленных дислокаций. Температурная аномалия напряжений течения и предела текучести определяется эволюцией индивидуальных дислокаций. Она связана с формированием прямолинейных барьеров в низкотемпературной области аномалии и искривленных - в высоко-

температурной области.

Качественный анализ ДСС свидетельствует, что дислокационная субструктура в №3ве относится к хаотическому и однородному типу субструктур. Флуктуации расстояний между дислокациями оказываются сравнимыми со средними значениями расстояний. Распределение дислокаций в дислокационных субструктурах подобны, вне зависимости от ориентации и температуры испытания как на стадии аномального роста напряжений течения и предела текучести в условиях октаэдричесого скольжения, так и в условиях кубического скольжения. Средние значения скалярной плотности дислокаций, плотности прямолинейных дислокаций, интенсивности их накопления изме-

няются коррелированно с уровнем сдвиговых напряжений и пределом текучести. Ориентационная зависимость температурной аномалии предела текучести и сдвиговых напряжений также изменяется коррелированно с ориента-ционной зависимостью плотности дислокаций.

Глава 4. " Статистический анализ дислокационных структур в монокристаллах Ni3Ge". Анализ механических свойств, эволюции дислокационных структур монокристаллов Мзве показал, что деформационный процесс в №3ве в различных внешних условиях является статистическим процессом. На структурном уровне зон сдвига (поверхностной картины локальной деформации и линий скольжения, гл.2) также было показано, что статистические процессы заметно определяют деформацию. В главе анализируются зависимости от деформации расстояния между дислокациями, линейные плотности стопоров произвольного типа, характер распределения элементов дислокационной субструктуры при разных степенях деформации, устойчивость субструктуры. Анализируется конфигурационная энтропия распределения дислокаций в зависимости от деформации, и предложена простейшая модель эволюции функции плотности вероятности расстояний между дислокациями. Обсуждается устойчивость и подобие однородного распределения дислокаций.

В дислокационной субструктуре монокристаллов №зве стопоры на линии дислокаций формируются при взаимном пересечении дислокаций. В работе анализировались эмпирические распределения расстояний между дислокациями, длины свободных сегментов дислокаций для всех исследованных деформаций и температур испытания (Т = 77, 293, 523, 673, 873К) и ориентации оси деформации. Все эмпирические распределения расстояний между соседними дислокациями и длины сегментов между стопорами произвольного типа оказались одномодальными. Мода распределения смещена в сторону меньших значений от среднего значения расстояний между дислокациями. Деформация, температура испытания, ориентация, характер скольжения не оказывают влияния на аналитический вид распределения. С ростом деформации, мода смещается в сторону меньших значений, дисперсия уменьшается. Распределение расстояния между дислокациями становится более островершинным. Для всех гистограмм осуществлялась статистическая проверка гипотезы о виде распределения с помощью критерия Пирсона. Оказалось, что эмпирические распределения расстояния между дислокациями, длина сегментов между стопорами различного вида, ширина диполей аппроксимируются логарифмически нормальной функцией плотности вероятности. Распределение стопоров наследует распределение расстояний между дислокациями. Стопоры на линии дислокаций определяют деформационное упрочнение-Вклад стопоров в термическое упрочнение монокристаллов проявляет-

ся через ограничение прямолинейных барьеров на винтовых компонентах сверхдислокаций.

Взаимное расположение дислокаций характеризуется логарифмически нормальным законом расстояния, который не меняется с деформацией, температурой испытаний в условиях октаэдрического и кубического скольжения. Флуктуации плотности дислокаций не вносят существенный вклад в напряжения течения. Флуктуационная поправка может составлять заметную величину относительно величины сдвиговых напряжений только в области низких температурах испытания. В условиях хаотического и однородного типа субструктуры флуктуационная поправка имеет отрицательный знак. Вклад флуктуации в сопротивление деформированию является небольшим по величине, понижается с деформацией и ростом температуры испытания, и тем самым способствует увеличению деформирующих напряжений и термического упрочнения. Уменьшение параметра междислокационного взаимодействия а вследствие влияния флуктуации в плотности дислокаций, является незначительным и, следовательно, экспериментально определенный параметр близок к реальному значению. С деформацией при всех температурах распределение дислокаций становится более однородным.

Зависимость между конфигурационной энтропией и энтропией Шеннона позволяет оценить число возможных значений измеряемого параметра (расстояние между дислокациями), а также оценить конфигурационную часть связанной энергии дислокационной структуры, т.е. Квр8ЕТ, где это постоянная Больцмана, 8 - конфигурационная энтропия, р - плотность дислокаций. Для этого достаточно получить эмпирические функции плотности вероятности измеряемых величин. В работе анализировались эмпирические распределения и энтропия Шеннона распределения расстояния между дислокациями. Определенный вклад в энтропию вносится подвижными дислокациями, которые выходят в процессе деформации на поверхность кристалла. Расчеты конфигурационной энтропии приведены для структурных дислокаций (сохранившихся в кристалле), которые определяют нижний предел связанной энергии. Подвижные дислокации не меняют характер пространственного распределения дислокационной субструктуры. Об этом свидетельствует распределение стопоров на линии дислокаций, которое наследуют распределение расстояний между дислокациями. Оценки связанной энергии приведены для Т=673К. Работа деформации, найденная из аппроксимаций кривых течения, оказалась равной -0,09 кГс/мм2, а связанная энергия кГс/мм2, т.е. связанная энергия составляет незначительную величину от работы деформации. Аналогичное соотношение между работой деформации и связанной энергии получено для других температур испытания в случае ориентации [ 111].

Результаты оценок энтропии показали, что она растет с деформацией при всех температурах испытания. Это означает, что в дислокационной суб-стрктуре с ростом деформации наблюдается увеличение числа возможных значении расстояний между дислокациями. В ДСС проявляется стремление к

хаосу в расположении дислокаций вследствие значительного роста плотности дислокаций с деформацией". Однако с повышением температуры конфигурационная энтропия снижается, т.е. уменьшается число возможных конфигураций расположения дислокаций. С повышением температуры испытания в дислокационной субструктуре в процессе деформации проявляется большая упорядоченность расположения дислокаций (структурирование). В структуре чаще обнаруживаются дислокации, расположенные на одинаковых расстояниях. В дислокационной субструктуры при деформации наблюдается также существенное снижение интенсивности изменения энтропии. Особенно четко это проявляется при глубоких деформациях при Т=673К. Энтропия уменьшилась при деформации 8 = 22,8% даже, несмотря на более высокие значения плотности дислокаций по сравнению с меньшими степенями деформации.

В рамках простейшей модели была записана эволюция функции плотности вероятности с деформацией, которая была определена как отношение числа подвижных сегментов дислокаций к общему числу сегментов вдоль линии дислокаций. Было показано, что решением уравнения является нормальный закон распределения для разных параметров дислокационной субструктуры, которые могут быть функцией расстояния между дислокациями. Логарифмически нормальное распределение расстояния между дислокациями является устойчивым и однородным в статистическом смысле

Глава 5. " Природа формирования напряжений течения, закономерности деформационного, термического упрочнения монокристаллов Ni3Ge". В главе приведены результаты экспериментального и теоретического исследования формирования напряжений течения, интенсивности накопления дислокаций при деформации монокристаллов №3ве. Анализируется движущая сила образования и разрушения барьеров Кира — Вильсдорфа и их роль в ориентационной зависимости температуры пика аномалии монокристаллов М3ве. Обсуждается подобие междислокационных взаимодействий в интервалах температур с развитым кубическим и октаэдрическим скольжением. Предложена феноменологическая модель формирования напряжений течения монокристаллов М3ве при разных температурах испытания.

В работе установлены линейные зависимости приложенных напряжений от корня квадратного плотности дислокаций для всех исследуемых температур и для всех ориентации монокристаллов МзСе, т=Тр+аСЬр05 (т - сдвиговые напряжения, ТР - напряжение самоторможения, а - параметр междислокационного взаимодействия, в - модуль сдвига, Ь - вектор Бюргерса, р -плотность дислокаций)._На рис.4 представлена линейная зависимость (т=А(р05)) для ориентации [ Т39] и [001]. Температура испытания оказывает существенное влияние на параметр междислокационного взаимодействия, а также напряжение самоторможения. Параметр междислокационного взаимодействия уменьшается с ростом температуры, однако в интервале температур 77-300К на начальных стадиях деформации он возрастает.

Напряжение самоторможения тг возрастает в тех интервалах температур, где проявляется аномальный рост предела текучести и сдвиговых напряжений при октаэдрическом, или кубическом скольжении.

Температурная аномалия предела текучести в значительной степени связана с температурным ростом г?, рис.5. Линейная зависимость т=Г(р05) позволяет выделить температурно зависимые вклады

Температурный рост сдвиговых напряжений обусловлен суперпозицией вкладов от температурных приращений Тр, Да, Др. Экспериментальный анализ температурных зависимостей суперпозиции вкладов, указанных параметров при разных степенях деформации показал хорошее согласие с Дт(Т). Вклад обусловленный Да возрастает в низкотемпературной области анома-

лии сдвиговых напряжений с ростом температуры, но при более высоких температурах уменьшается. В интервале положительной аномалии температурные вклады от Ар и тг возрастают.

На рис.5 приведены зависимости a=f(T) и tr^T) для монокристаллов [ 139] Ni3Ge. Аналогичные зависимости были установлены для всех ориентации. Из характера зависимости между t и р05 следует, что доминирующим сопротивлением движению дислокаций являются вклады, или группа вкладов пропорциональных линейной плотности стопоров на линии дислокаций.

В работе детально проанализирована дислокационная составляющая (td=aGbp05), которая формируется различными механизмами торможения движения дислокаций. К вкладам в сопротивление деформированию при хаотическом типе субструктур, пропорциональным линейной плотности стопоров относятся механизмы контактного торможения дислокаций, дальнодейст-вующие напряжения, флуктуационная поправка. Анализировались статические дальнодействующие напряжения, создаваемые соседними дислокациями, диполями, результирующие дальнодействующие напряжения в локальных местах структуры. Анализировались вклады механизмов контактного взаимодействия - преодоление подвижной дислокацией реагирующих и не реагирующих дислокаций "леса", оцениваемые по известным длинам сегментов между стопорами соответствующего типа (пороги-перегибы, реакции). Эти вклады оценивались при всех степенях деформации при всех температурах испытания монокристаллов Ni3Ge разных ориентации. В табл.1 приведены оценки вкладов при 3-х температурах испытания в [ 139] монокристаллах NisGe. Анализ показывает, что основной вклад в формирование напряжений течения вносят стопоры произвольного типа для всех ориентации монокристаллов Ni3Ge и при исследованных температур испытания. Дальнодейст-вующие напряжения, вносят менее заметный вклад. Для всех ориентации при температуре Т = 77К суперпозиция всех вкладов при высоких значениях деформации (вблизи предразрушекия) обеспечивает 60V70% сдвиговых напряжений, оставшаяся часть напряжений, по видимому, формируется обратными напряжениями от скоплений дислокаций на краях образцов и дальнодейст-вующими напряжениями. Последние вклады приводят к отклонению от линейной зависимости т = f(pos). Для множественной ориентации [ Til] при температурах Т = 77 и 293К суперпозиция вкладов существенно превышает т, что свидетельствует о деформации по ослабленным местам кристалла, или деформации на "хвостах" функции распределения расстояний между дислокациями. В одиночных ориентациях обнаруживается болынее согласие при указанных температурах и степенях деформации. В монокристаллах при температурах, при которых наблюдается значительная аномалия напряжений течения, сдвиговые напряжения незначительно превышают суммарные напряжения основных вкладов в сопротивление движению дислокаций.

Таблица 1. Вклады различных механизмов торможения дислокаций, [ 139]

Т. К s.% Пороги, Mild Произв. типа. МПа Соседи, МПа Изгиб дисл. МПа т, МПа И, МПа TF, МПа

293 2,8 120 125 44 65 278.4 41 100

5 130 150 43 73 343,6 29

7.8 150 190 46 88 450,0 35

11 180 260 54 НО 525,2 36

523 2.45 73 150 49 55 585,9 22 348

6,8 82 250 32 59 703,1 24

9 91 350 43 75 732,3 30

673 2.3 42 100 21 41 322,9 16 167

6.4 68 210 36 81 398,6 36

8.45 84 230 31 90 448,6 32

Эта разность компенсируется термоактивированными вкладами, обусловленными барьерами Кира - Вильсдорфа и взаимодействия краевых компонент дислокаций с точечными дефектами в процессе деформации. Создание барьеров определяется термоактивированными процессами, происходящими на винтовых сегментах дислокаций при деформации. Преодоление барьеров происходит механизмом огибания свободными сегментами дислокаций, или механизмом Орована. При температурах испытания, при которых аномалия сдвиговых напряжений менее выражена (в интервалах октаэдриче-ского или кубического скольжения) наблюдается хорошее согласие между суперпозицией вкладов дальнодействующих полей, самоторможения дислокаций, контактного междислокационного взаимодействия и сдвиговыми напряжениями.

Линейная зависимость т=А(р0 5) при разных температурах позволяет оценить на основе теории размерностей подобие междислокационных взаимодействий в условиях октаэдрического и кубического скольжения. На основе теории размерностей показано, что физически подобными являются междислокационные взаимодействия при октаэдрическом скольжении, а также при кубическом. В каждом из интервалов температур представляется возможным указать возможные прогнозные значения на основе соответствующих

коэффициентов подобия параметров дислокационных субструктур.

Положительная температурная зависимость напряжений течения в низкотемпературной области связана с увеличением плотности винтовых прямолинейных дислокаций. Низкая подвижность сверхдислокаций приводит к росту плотности барьеров Кира - Вильсдорфа. При низких температурах тс(Т) с высокой интенсивностью термического упрочнения обеспечен вкладом от барьеров КВ. Этот вклад оценивается соотношением типа Аррениуса. При более высоких тсмператра возрастает вклад от взаимодействия краевых

компонент с точечными дефектами. Термоактивированная блокировка расширяющейся дислокационной петли со стороны винтовых и краевых

Рис.6. Схема температурной зависимости предела текучести. 1-торможение винтовой компоненты в октаэдре; 2 - торможение краевой компоненты в октаэдре; 3 -разрушение барьеров Кира - Вильсдорфа; 4 - торможение краевой СД в кубе; 5 - результирующая зависимость тс(Т); 6 - динамическая рекристаллизация и возврат, а-температурная зависимость тс(Т) в_ [001 ] монокристаллах, б - температурная зависимость тс(Т) в [ 111], [ 234] и [ 4.9.17] монокристаллах Ni^Ge, в - температурная зависимость тс(Т) в [ 139].

компонент приводит к росту сдвиговых напряжений т на восходящей ветви аномалии тс(Т). Движущая сила формирования барьеров Кира - Вильсдорфа в Ni3Ge имеет сравнительно низкие значения и соответствует низкотемпературной аномалии предела текучести. Схематично изменение тс, обусловленное вкладом от барьеров КВ показано на рис.6 (кривая 1), максимальный эффект не должен превышать величины x=yjb. На рисунке приведены зависимости вклада, обусловленного торможением краевой компоненты от плотности изогнутых дислокаций (кривая 2). Величина вклада получена аппроксимацией тс(Т) на восходящей ветви аномалии в ориентациях [ 139] [001]. Вклад в предел текучести, обусловленный блокировкой краевой компоненты сверхдислокаций, доминирует при высоких температурах испытания.

За температурой пика деформация осуществляется кубическим скольжением. Этот процесс включает в себя разблокировку барьеров О, а также активизацию скольжения по первичному кубической плоскости. Различные типы температурных зависимостей предела текучести обеспечиваются

суперпозицией 4-х вкладов термоактивированного сопротивления деформированию, зависящего от уровня т и ориентации оси деформации. Схематически эти вклады представлены на рис.6. На рисунке видно, что суперпозиция вкладов определяет сложное формоизменение исследованных ориентации (линия 5). Сопротивление деформированию при октаэдрическом скольжении представляется следующим образом:

т«тР+(а0-(ЗТ)СЬро° 5+т0( 1 'ехр(-и 1/кТ)+т0(2,ехр[-(и, + Уа)/кТ]. В соотношении У,- эффективная энергия активации миграции точечных дефектов, р0 - плотность дислокаций на пределе текучести,. (а0 - РТ) - температурно зависимый параметр междислокационного взаимодействия. Линейная зависимость была получена в результате аппроксимации зависимости а(Т) в ориентации [001]. На основании аппроксимации экспериментальных зависимостей были

проведены оценки различных параметров термической активации, которые приведены в табл. 2, 3. Суперпозиция сопротивления деформированию в случае кубического скольжения может быть представлено как т « хР,+(а0*-р'Т)СЬро05+т0(,)'ехр(и3/кТ)+т0(2)*ехр[-(и2* + У^/кТ]. Здесь величины отмеченные (*) имеют тот же смысл, что и в предыдущем соотношении, но относятся к скольжению дислокаций в плоскости куба. Приведенные формулы были использованы для описания температурных зависимостей предела текучести монокристаллов N¡306 различных ориентации оси деформации, представленных на рис.6. С этой целью полагалось а0*=а0=1,8; р*=р*=1,9 10'3; тР*=тР -5 МПа; С=7-10" дин/см2, ро=108см'2, а остальные параметры подбирались так, чтобы наиболее близко описать наблюдаемые экспериментальные зависимости. Как видно на рис.6 особенности температурной зависимости тс(Т) описываются удовлетворительно суперпозицией различных вкладов для исследуемых ориентаций. Параметры Механизмов оказываются существенно зависимыми от ориентации кристаллов, при этом изменяются энергии активации процессов, предэкспоненциальные величины, а следовательно, в разной степени изменяются подвижности краевых и винтовых компонент дислокационной петли в разных температурных интервалах.

Энергии активации указанных механизмов существенно разливаются.

В работе была оценена величина энергии активации образования и разрушения барьеров О в рамках схемы Хирша. Ведущая сверхчастичная дислокация находится в первичном октаэдре, рис.7. Термофлуктуационное со-щепление частичных дислокаций Шокли на ведущей сверхчастичной дислокации в этом случае характеризует термоактивированную часть образования барьера Кира - Вильсдорфа. Ведущая СЧД в результате термофлуктуации сощеплена п поэтому способна к движению в плоскости (010).

Таблица 2 Параметры термической активации восходящей ветви тс(Т)

ориентация и, (еУ/а) т0' (МПа) иг+У,, (еУ/а) т02 (МПа)

001 0.016 26,13 0.3 10000

139 0.015 29.1 0.33 46563

234 0 0125 230 0. 26 2550

Таблица 3. Параметры термической активации нисходящей ветви тс(Т)

ориентация и3 (еУ/а) Г,Ч0П)*(МПа) и2*+У6 (еУ/а) Г2У2)'(МПа)

139 0.169 1.8 0.156 30

234 0.146 0.1 0.09 3,0

Энергия активации образования барьера КВ записывается в следующем виде: Ра=(у0+тс(||,)Ь)(Асозр/((А-1)со52р +1))-уо+тс(010>Ь-тР(С10,Ь+Кт. Последнее слагаемое учитывает эффект Езса1§. Этот эффект определяет асимметрию растяжения - сжатия, а также ориентационную зависимость аномалии тс(Т). К особенностям уравнения относится следующее. В ней отсутствует энергия АФГ в кубической плоскости поперечного скольжения. Ведущая сощеплен-ная сверхчастичная дислокация находится в кубе. Энергия активации формирования барьера КВ не определятся анизотропией АФГ в первичном октаэдре и кубе. Это уравнение является приближенным, поскольку если ведущая СЧД в расчетах предполагается сощепленной, тогда ведомая может быть как со-щепленной, так и не расщепленной на частичные дислокации. В последнем случае расчеты значительно усложняются. Для ориентации [ 139] при параметрах уо«180 мШ2, А=1.61, Ь=0,25нм, тс(Ш)=567 МПа, тс(О1О)=230 МПа оказалось, что - Р<1«0>0309 эв/а. С учетом не локальности барьеров КВ в соотношении Аррениуса возникает выражение вида ехр^Ра/ЗкТ}, поскольку длина барьера пропорциональна среднему расстоянию между дислокациями. Движущая сила уменьшена в 3 раза также в модели ТК.

Энергия активации находится в хорошем согласии с экспериментальным значением, приведенным в табл.2. Анализ экстремума функции Дт(Т) по

параметру ориентации N сводится к определению экстремума Fd(N) по переменной N. Оказалось, что экстремум возможен при N«0^65 и Q«0,85. Указанные параметры соответствуют ориентации, близкой к [ 139].

В работе проведены расчеты энергии активации разрушения барьера KB в результате активизации кубического скольжения по плоскостям cross-slip. Расчеты также проводятся на основе модели Хирша. Выражение для энергии активации записано в следующем виде:

Первое и четвертое слагаемые - это энергии АФГ в кубе и комплексного дефекта упаковки в октаэдре, 2-е и 3-е - взаимодействие ведомой и ведущей СЧД, а остальные слагаемые - это вклады, обусловленные сдвиговыми напряжениями в кубе (тс(010)) и напряжение трения СД (tF(010)), а также взаимодействие частичных Шокли ведущей сверхчастичной дислокации (тчШ). Как и в случае оценки энергии активации образования барьера KB, в расчетах предполагается, что ведущая СЧД в результате термической активации находится на рершине потенциального барьера. Величина расщепленности сверхдислокации в кубе выбрана равной, г « 6,0 нм, G=8 10,оН/м2. Полагаем, что в октаэдре Уафг® 180 mJ/m\ в кубе уЛФГ«140м1/м2, тс(1и)«560 МПа, тс(010)«265 МПа. Указанные значения приводят к величине энергии активации, равной Fd « - 0,15 эв/а.

и,б" \iXXT Направление [011]

Рис.8. Ориентационная зависимость температуры пика аномалии предела текучести в монокристаллах МзОе. Светлые кружочки -экспериментальные значения.

Знак энергии активации Ра является отрицательным, и, следовательно, энергия активации описывает термоактивированное разупрочнение напряжений течения. Найденное значение энергии активации разрушения барьера О близко энергии активации разблокировки барьеров КБ в монокристаллах NhGe с ориентацией [ 139], которая равна 0,169 эв/а (табл. 2). Расчеты подтверждают, что низкотемпературная аномалия предела текучести связывается с образованием барьеров Кира - Вильсдорфа на подвижных винтовых сверхдислокациях. Об эгом свидетельствует совокупность данных электронномик-роскопическнх исследований ДСС, низкотемпературная аномалия и влияние на нее орисшашш оси деформации монокристаллов Ni3Ge. В предложенной

модели естественным образом учитывается ориентационная зависимость' аномалии предела текучести с экстремумом, находящимся вблизи ориентации [ 139]. В работе анализировалась ориентационная зависимость температуры пика аномалии предела текучести. Условием движения сверхдислокаций в кубических плоскостях является равенство сопротивления движению дислокаций в плоскостях куба и октаэдра при температуре пика Тр. Были найдены профили изолиний температуры пика аномалии на основе найденной зависимости индексов оси деформации от температуры испытания. Профили изолиний температуры пика Тр аномалии предела текучести в монокристаллах Ni3Ge определяются на основе схемы Suzuki. Обобщением схемы является учет в равенстве сопротивления деформированию в октаэдрической плоскости и кубической при Тр вклада от точечных дефектов. Иначе в ориентации [ 139] температура пика Тр и уровень экспериментальных и расчетных значений тс(Тр) в октаэдре и кубе не совпадают. Аналитическое выражение имеет

следующий вид: j=t'c/( VJ (т'0+А exp{-UTJ1/kT})-t'c). В формуле пределы текучести т'0 и т'0 были определены на основе аппроксимирующих зависимостей тс(Т). где А = 46563, итд « 0,32 эв/а. Результаты расчетов представлены на рис.8. Как видно на рис.8 наблюдается хорошее согласие между экспериментальными и теоретическими значениями температуры пика аномалии различных ориентаций. Полученные результаты указывают, что сильная ориентационная зависимость аномалии предела текучести, напряжений течения, а также температуры Тр, определяется суперпозицией факторов, способствующих образованию и разрушению барьеров KB, а также взаимодействию краевых компонент сверхдислокаций с точечными дефектами в условиях кубического и октаэдрического скольжения.

При температурах, значительной аномалии сдвиговых напряжений суперпозиция вкладов контактного торможения дислокаций, дальнодействую-щих напряжений и напряжений самоторможения не обеспечивает уровень сдвиговых напряжений. Заметный термоактивированный вклад в деформационное упрочнение вносится барьерами KB и точечными дефектами. В работе проведены оценки этих вкладов. Работа по преодолению барьеров Кира-Вильсдорфа механизмом огибания равна 5А = NS р"°'5Ди. Где AU - энергия единицы длины сверхдислокации. В работе показано, что:

N=(vbws/Vlcs2)exp(-U]/kT), где v -частота Дебая, \у5-доля винтовых дислокаций, les - длина барьера КВ. Ui - движущая сила образования барьера КВ. V-средняя скорость движения дислокации. Откуда следует:

xkb('0=(vP ° 5vvs/"Vlcs2)AUexp(-U¡/kl). Оценим xs на пределе текучести: ws«0,5, р""2«10"6 м"1 , V«100 м/с, v-1013 с1, 1с5=10"6м. Показано, что AU«((l+7t)/7t)2Gb2. Откуда следует, что tkb(T)=56-exp(-Ui/kT) (кГс/мм2). При комнатной температуре и известной движущей силе напряжения, необходимые для преодоления барьера KB равны тКц(Т)«30 кГс/мм". Из оценок след}-

ет, что термоактивированное преодоление линейных барьеров КВ может вносить значительный вклад в температурный рост сдвиговых напряжений.

Рассмотрим величину вклада в сопротивление прогиба свободного сегмента СД точечными дефектами. Точечные дефекты распределены в зоне сдвига хаотично. Точечные дефекты располагаются на расстоянии 10. Ь - расстояние между точкой закрепления сверхдислокации и точечным дефектом. Отрыв сверхдислокации от точечного дефекта возможен, если т=ОЬсо5(0.5фкр)/Ц где для порогов критический угол прогиба <ркр равен 17°. В работе показано, что т=СС05со53/2(0.5фкр)/(0,4)0"5. Где С - концентрация точечных дефектов. Воспользуемся формулой расчета генерации точечных дефектов <ЗС/Эа=р|£,ВаЬр° 5/60. Где р, - доля порогообразующих дислокаций леса, ^ - доля дислокаций леса, В - константа, определяемая вероятностью образования дислокационного соединения, В®500, р - плотность дислокаций, а - параметр междислокационного взаимодействия, а - сдвиг. На пределе текучести а«£/т=0.02, (т - фактор Шмида, £ - деформация). Полагая а«0,05, 0=8 IО4 МПа, р0'5 = |06 м'1, р.=0,5, Е, = 0,5 получаем т«3,0592С(С)05 «88 МПа. Результаты оценок показывают, что точечные дефекты могут вносить заметный вклад в деформационное и термическое упрочнение монокристаллов №30е уже на начальных стадиях деформации. С повышением температуры испытания этот вклад должен возрастать. Суперпозиция термоактивированных вкладов, напряжений самоторможения, дальнодействующих напряжений и механизмов контактного торможения полностью обеспечивает уровень сдвиговых напряжений при всех исследованных температурах испытания.

В работе на основе найденных закономерностей получена модель деформационного и термического упрочнения монокристаллов N¡306 различных ориентации оси деформации.

Рассмотрим интенсивность накопления дислокаций в процессе пластической деформации. Пластическая деформация осуществляется образованием зон сдвига. Все дислокации, разделяются на внутризонные, которые оказываются осколочными конфигурациями и заторможенные сдвигообразующие дислокации. Законы накопления плотности этих типов дислокаций различны, поскольку плотность внутризонных дислокаций пропорциональна площади зоны сдвига, а периферийных - ее периметру. С учетом того, что барьеры КВ являются нелокальными в работе установлено, что

Первое слагаемое учитывает накопление Ар_ П ! Г1уцзр-0.5с..р( ц/[--[) сдвигообразующих дислокаций, а вто-Да ^ОЬ рое- осколочных дислокаций в результа-

50 те огибания барьеров КВ. 0=Вт/г0Ьр,

В-константа материала, Ъ - число систем скольжения, т=тг +аОЬр"2. С учетом выражений тг = т0(1)ехр(- и,/1<Т)+ т0п,ехр(-и2/кТ), а=а0 - РТ в работе была получена система дифференциальных уравнений, позволяющих записать кривые деформационного упрочнения

ф=с р [ С2е~'Укт+С3е da 1 т вф172

-II,/кТ

монокристаллов М3Се различной ориентации и при разных температурах испытания.

где С|; С2, С3 - параметры, не зависящие от температуры. Система дифференциальных уравнений может быть применена к описанию кривых течения монокристаллов №3Се оди-' ночной ориентации. Для этого предполагается, что плотность лесных дислокаций не меняется с деформацией. При начальных условиях (С)=6 104 Н/м2), а=а0-рТ; где а0=1,8; (3=1,8 10"3, С2=5-101бН/м4 С3=1023 Н/м2. Модуль сдвига примем равным С=810|0Н/м2, Ь=2,5 10"10 м, ро=Ю|21/м2 в работе были получены кривые течения монокристаллов №3Се множественной и одиночной ориентации, рис.9.

Л <1а"

аСЗЬ

р Сзе-^+Сзе-^1

вЬр

,1/2

сз

1=1

ъ«>

40 30 20 10

- у

7/- й- -Ч* у

0 Ф 0 0 •'523 У/

// ¿г У+

» в г ф4 у

0 0 / у у / т>

10 15

сз

<г>

(>? '/ л ~л * Я к Ж * / ' 0 9 9 •'к. 0' у 1 0

/1 / Ь/ 0

V / 9 СО • ¿А

к * ¥ $ 1 « 1 в I # «■•г 4 0^г Г 77

( *

5 1С)

Рис.9. Кривые_течения монокристаллов 1%Се множественной 1001] (а) и одиночной ориентации [ 139] (б).

Сравнение теоретических кривых течения с экспериментальными показывает, что модель удовлетворительно описывает экспериментально наблюдаемые особенности изменения кривых деформации. Прежде всего, температурную аномалию сдвиговых напряжений, что проявляется в верном расположении кривых течения при разных температурах испытания. Формоизменение кривых с повышением температуры испытания. При низких температурах испытания вогнутые кривые сменяются выпуклыми кривыми при высоких температурах испытания. Переход от кривых течения монокристаллов №ве для множественного скольжения к кривым с одиночным скольжением.

Коэффициент деформационного упрочнения в последнем случае оказывается выше. Параболическое упрочнение проявляется в ориентации с одиночным скольжением при более низких температурах. Однако при сопоставлении экспериментальных и расчетных кривых обнаруживается количественное расхождение, в особенности в высокотемпературной области. Укажем возможные пути улучшения согласия между модельными расчетами и экспериментом. В высокотемпературной области интенсивность накопления дислокаций велика, так что плотности ~ 1015 1/м2 достигаются уже при небольших степенях деформации. При таких высоких плотностях дислокаций необходимо учитывать аннигиляцию дислокаций даже в условиях малой подвижности дислокаций в сверхструктурах Очевидно, учет этого обстоятельства должен привести к лучшему согласию модельных расчетов с экспериментом.

Таким образом, модель упрочнения, представленная системами уравнений, основанная на эволюции дислокационной структуры, отражает основные черты деформационного и термического упрочнения монокристаллов различных ориентации.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Экспериментально установлено, что в монокристаллах Ni3Ge обнаруживается значительная температурная аномалия предела текучести и сдвиговых напряжений, которая носит сложный многостадийный характер. Ориентация оси деформации монокристаллов оказывает значительное влияние на проявление аномалии характеристик кривых течения Ni3Ge. Обнаружена также аномалия предела текучести в высокотемпературной области в условиях развитого кубического скольжения в Ni3Ge. Температура пика аномалии и интенсивность проявления аномалии в высокотемпературной области слабо зависят от ориентации оси деформации.

3. Установлено, что низкотемпературная аномалия предела текучести является немонотонной при изменении оси деформации монокристаллов NhGe. Показано, что она зависит от уровня сдвиговых напряжений в ок-

таэдрической и кубической плоскостях, самоблокировки сверхдислокаций в кубической плоскости скольжения, анизотропии упругих модулей и величины энергии антифазных границ в октаэдре и кубе. Зависит также от относительного уровня сдвиговых напряжений на частичных дислока-. циях Шокли и сверхдислокациях, находящихся в кубической плоскости относительно октаэдрической плоскости скольжения.

4. Анализ совокупности факторов, определяющих ориентационную и температурную зависимость аномалии предела текучести в Ni3Ge, приводит к заключению о неверности расчетов величины движущей силы образования барьеров Кира - Вильсдорф в моделях Yoo, Hirsh, Saada, Paidar, Pope, Vitek, основанных на анизотропии упругих модулей и энергии антифазных границ в октаэдрической и кубической плоскостях. Барьеры Кира - Вильсдорф в указанных моделях относятся к высокопрочным препятствиям с завышенными значениями энергии активации. Расчеты величины движущей силы в монокристаллах Ni3Ge на основе указанных критериев указывают на то, что в Ni3Ge должна отсутствовать температурная аномалия предела текучести, что находится в резком противоречии с результатами настоящей работы.

5. На основе экспериментально установленных факторов, определяющих аномалию предела текучести, проведены расчеты движущих сил формирования и разрушения барьеров Кира — Вильсдорф. Отличительной особенностью расчетов является выделение термоактивированной части со-щепления частичных дислокаций Шокли, которая определяет температурный рост предела текучести в низкотемпературной области Ni3Ge. Сравнение модельных значений величины движущих сил образования барьеров Кира - Вильсдорф с экспериментальными значениями в Ni3Ge исследованных ориентации, а также с литературными источниками.пока-зало их хорошее согласие.

6. На основе анализа ориентационной зависимости температуры пика аномалии предела текучести было установлено, что температура пика аномалии предела текучести определяется температурой, при которой выполняется равенство сопротивления деформированию в кубической и октаэдрической плоскостях скольжения. Было обнаружено хорошее согласие теоретических и экспериментальных значений температуры пика. Это свидетельствует о достоверности расчетов движущих сил формирования барьеров Кира - Вильсдорф, ориентационной зависимости аномалии предела текучести в Ni3Ge, основанной на термоактивированной блокировке расширяющейся дислокационной петли.

7. Исследование деформации на уровне зон сдвига показало, что при сжатии монокристаллов Ni3Ge наблюдается фрагментация деформации, обусловленная разделением образцов на однородно - и неоднородно деформируемые части кристалла. В [001] монокристаллах Nb,Ge при высоких температурах фрагментация обусловлена суперлокализацией деформа-

ции. Установлено, что в интервале положительной температурной зависимости предела текучести наблюдается октаэдрическое скольжение, а за пиком аномалии - кубическое скольжение, которые обеспечивают основное формоизменение образцов.

8. В работе установлено, что дислокационная структура монокристаллов Ni3Ge относится к хаотическому и однородному типу субструктур, вне зависимости от октаэдрического, или кубического скольжения. Данный тип субструктуры сохраняется вплоть до деформаций разрушения. Основными составляющими субструктуры являются прямолинейные и изогнутые сверхдислокации, диполи, осколки сверхдислокаций различной природы - петли малого радиуса, ряды петель, узкие диполи. Дислокационные субструктуры являются подобными и устойчивыми в статистической 'смысле, т.е. подчиняются одному и тому же закону распределения при разных условиях деформирования. Температура оказывает влияние на перераспределение составляющих структур. До Т 400К в дислокационной субструктуре доминируют прямолинейные сверхдислокации, а при более высоких температурах - искривленные.

9. При хаотическом и однородном типе субструктур деформационное упрочнение определяется суперпозицией вкладов контактного торможения дислокаций, самоблокировки и дальнодействующих напряжений. Как следствие выполняется линейная зависимость T=TF+ctGbp0'5 при всех температурах испытания и исследованных ориентациях.

10. Показано, что температура испытания и ориентация оси деформации оказывают существенное влияние на немонотонный рост напряжений самоторможения, параметр междислокационного взаимодействия и скалярную плотность дислокаций. Вариация отмеченных факторов приводит к аномальному росту сдвиговых напряжений с повышением температуры испытания, в результате формирования нелокальных винтовых и краевых барьеров, длина которых определяется линейной плотностью стопоров на линии дислокаций. На относительную величину вклада барьеров в температурный рост сдвиговых напряжений оказывает влияние температура и ориентация оси деформации.

11. В работе построена феноменологическая модель термического и деформационного упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge. Модель позволяет на удовлетворительном уровне описать основные черты кривых течения в случае одиночного и множественного скольжения. Системы уравнений описывают формоизменение кривых течения при разных температурах испытания, вариацию формы кривых с изменением ориентации оси деформации, а также уровень сдвиговых, напряжений и интенсивности упрочнения с изменением ориентации оси деформации.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Абзаев Ю. А., Старенченко В. А. Количественное изучение эволюции дислокационной структуры интерметаллида NijGe при множественной ориентации.// Пластическая деформация сплавов. - Томск: Изд-во ТГУ. -

1986.-с. 202-209.

2. Investigation of stress dependence on the dislocation density of FCC. alloys / N. A. Koneva, L. A. Teplyakova, D. V. Lychagin, Yu. A. Abzaev, T. S. Kunitsina, A. V. Paul, N. A. Popova, E. V. Kozlov // Strength of Metals and > Alloys (ICSMA - 7): Proc. 7th Conf. Strength of Metals and Alloys., Montreal, Canada, 12-16 August 1985. - 1. - P. 27 - 32.

3. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Черных Л.Г. Аномальная температурная зависимость механических свойств сплавов со сверхструктурой L1?. // Физика прочности и пластичности металлов и сплавов: Материалы II Всесоюзн. конф., Куйбышев. -1986. - с. 254 - 255.

4. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Старенченко С. В. Влияние температуры на разрушение монокристаллов Ni3Ge.// Пластическая деформация сплавов. - Томск: Изд-во ТГУ .- 1986. - с. 210 - 218.

5. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Черных Л. Г. Феноменологическая теория термического упрочнения сплавов со сверхструюурой Ll2.// Металлофизика. - 1987. - т.9. - N2. - с. 22 - 28.

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

7. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Конева Н. А. Потеря устойчивости однородной пластической деформации монокристаллов Ni3Ge.// ФММ. -

1987. - т.64. - вып.6. - с. 1178 - 1182.

8. Абзаев Ю. А., Старенченко В. А., Конева Н. А., Козлов Э. В. Изучение статистических закономерностей дислокационной структуры и механизмов упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge. / Сб.. Механизмы упрочнения и свойства металлов. Тула. - 1988. - с. 34 - 40.

9. Абзаев Ю. А., Дедов Н. В., Иванов Ю. Ф., Пауль А. В.. Фрактальные свойства в порошках диоксида циркония. / Стекло и керамика. - 1992. -№3.-с. 20-23.

10. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Конева Н. А. Козлов Э. В. Термическое упрочнение и эволюция дислокационной структуры монокристаллов сплава Ni3Ge. / ФММ. - 1989. - т 68. - вып.З. -'с.595 - 601.

И. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Козлов Э. В. Аномальная скоростная< зависимость напряжений течения монокристаллов сплава Ni,Ge и NhFe.// ФММ.- 1990.-т. 12.-вып. 1.-с. 135- 139.

РОС НАЦИОНАЛЬНАЯ

библиотека С, Петербург

_ I

12. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А. Температурная зависимость параметров междислокационного взаимодействия в монокристаллах Ni3Ge.// Металлофизика. - 1991,№2.-с. 131-136.

13. Koneva N. A., Abzaev U.A., Starenchenko V. A., Kozlov E. V. Thermal hardening and evolution of Ni3Ge single crystal dislocation structure. // Proc. Of the 9th Inter. Conf. On the Strength of Metall and Alloys. Haifa. Jsrael. -1991.-P. 345-350.

14. Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В., Козлов Э.В., Чернышев А.И., Ермолаев

A.П. Расчеты сдвиговых напряжений в монокристаллах сплава Ni3Ge.// Изв.ВУЗов. Физика. - 1995. - №6. - С. 48 - 53.

15. Старенченко В А, Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Попов Л.Е. Динамика дислокаций и термическое упрочнение в сплавах со сверхструктурой Ы2.// Изв. Вузов. Физика. - 1996. - №2. - с.57 - 61.

16. Старенченко В.А., Ю.А. Абзаев, Соловьева Ю.В., Козлов Э.В. Термическое упрочнение монокристаллов Ni3Ge.// ФММ. - 1995. - т.79. - вып.1. -с. 147-155.

17. Старенченко ВА, Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Смирнов Б.И. Ориен-тационная зависимость термического упрочнения монокристаллов сплава N^Gey/Физика твердого тела. - 1996. -№38. - с. 1668 - 1671.

18. Абзаев Ю.А., Пауль А.В., Потекаев А.И. О роли фрактальной размерности в полях внутренних напряжений монокристаллов Ni3Fe.// Изв.ВУЗов. Физика. - 1995. - т.38. - №1. - С. 34 -37.

19. Абзаев Ю.А., Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Потекаев А.И, Козлов Э.В. Анализ фрагментации деформации в монокристаллах Ni3Ge. // ПМТФ. - 1998 -т.39. - №1. - С. 154 -159.

20. Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В., Потекаев А.И. Распределение локальных напряжений в монокристаллах Ni3Ge. // Изв.ВУЗов. Физика.- 1997. -т.40.-№3.-С. 87-92.

21. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев ЮА, Козлов Э.В, Шпейзман

B.В., Николаев В.И., Смирнов Б.И. Эволюция дислокационной структуры при деформации монокристаллов сплава Ni3Ge разной ориентации.// Физика твердого тела. - 1998.-т.40.-№4.- с. 81 - 89.

22. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А. Накопление дислокаций и термическое упрочнение в сплавах со сверхструктурой Ll^// ФТТ. -1999. - т.41. - №3. - с. 454 - 460.

23. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А. Модель термического упрочнения в сплавах со сверхструктурой Ы^// Вестник ТГУ. - 1998 -т.З.-вып.З.-С. 260-262. (

24. Абзаев Ю.А., Старенченко В.А.. Анализ распределения напряжений в следе скольжения при деформации монокристаллов NhGe.//nMTO.-2003. -т.43.-№6. -С.1 -10.

25. Абзаев Ю.А. Анализ подобия междислокационных взаимодействий в монокристалэпак Ni-,Ge.V Изв.ВУЗов.. Физика. - 2002. - №8. - С.49 - 53.

26. Абзаев Ю.А. Фрактальная размерность плотности дислокаций в монокристаллах М^е.// Вестник ТГАСУ. -2002. - №1. -С.5 - 12.

27. Абзаев Ю.А., Клопотов А.А., Иванова О.В. Анализ эволюции распределения дислокаций с деформацией в монокристаллах Ni3Ge.// Доклады СО АН ВШ. - 2003. - №1. - С.6 - 11.

28. Абзаев Ю.А. Эволюция распределения дислокаций при деформации в монокристаллах М^е.// Изв.ВУЗов. Физика-2003. -№5. -С.65 - 69.

Изд. лиц. № 021253 от 31.10.97. Подписано в печать2£./# 2004.

Бумага офсет. Гарнитура Тайме, печать офсет. Уч.-изд.л. 2,0 Тираж экз. 100

_Заказ №351!_

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

ü 2 4 О 6 1

Содержание диссертации автор исследовательской работы: доктора физико-математических наук, Абзаев, Юрий Афанасьевич

ВВЕДЕНИЕ.

1. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА МОНОКРИСТАЛЛОВ СПЛАВА Ni3Ge.

1.1. Влияние температуры, ориентации оси деформации на предел текучести, напряжение течения и коэффициент деформационного упрочнения.

1.2. Кривые течения монокристаллов NiaGe с ориентацией [001].

1.3. Кривые деформационного упрочнения Мзве с ориентацией [ 111].

1.4. Зависимости x=f(s) при разных температурах испытания в монокристаллах Ni3Ge с ориентацией [ 234].

1.5. Анализ зависимостей T=f(s) в монокристаллах Ni3Ge с ориентацией [ 4.9.17].

1.6. Деформационное упрочнение и формоизменение кривых течения монокристаллов NisGe с ориентацией [ 139].

1.7. Температурная зависимость предела текучести, напряжений течения и коэффициента деформационного упрочнения монокристаллов NisGe разных ориентации.

1.8. Дисперсия кривых деформации монокристаллов NisGe.

1.9. Ориентационная зависимость температурного прироста напряжений течения.

Выводы к главе 1.

2. ГЕОМЕТРИЯ СКОЛЬЖЕНИЯ, ФОРМОИЗМЕНЕНИЕ И ПЛАСТИЧНОСТЬ МОНОКРИСТАЛЛОВ СПЛАВА Ni3Ge.

2.1. Геометрия скольжения в сплавах №зА1 и Ni3Ge.

2.2. Анализ геометрии скольжения монокристаллов NisGe.

2.3. Температурная, ориентационная зависимость пластичности монокристаллов NisGe.

2.4. Фрагментация деформации в монокристаллах сплава Ni3Ge с ориентацией оси деформации [ 111].

2.5. Экспериментальный анализ энтропии Шеннона деформации локальных объемов монокристаллов f^Ge.

2.6. Распределение напряжений в монокристаллах NiaGe.

Выводы к главе 2.

3. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ЭВОЛЮЦИИ ДИСЛОКАЦИОННОЙ СТРУКТУРЫ МОНОКРИСТАЛЛОВ Ni3Ge ОРИЕНТИРОВАННЫХ ДЛЯ ОДИНОЧНОГО И МНОЖЕСТВЕННОГО СКОЛЬЖЕНИЯ.

3.1. Дислокационная структура сплава №3 А1.

3.2. Эволюция дислокационной структуры монокристаллов [001] сплава №зОе с деформацией при различных температурах.

3.3. Анализ дислокационной структуры [ 111] монокристаллов Мзве при разных степенях деформации в интервале температур Т=77-ь873К.

3.4. Дислокационная структура монокристаллов [ 234] сплава NisGe при разных степенях деформации в температурном интервале Т=77+873К.

3.5. Закономерности развития дислокационной структуры монокристаллов [ 4.9.17] сплава NisGe с деформацией при разных температурах испытания.

3.6. Развитие дислокационной структуры монокристаллов [ 139] сплава NisGe с деформацией при разных температурах испытания.•.

3.7. Особенности эволюции дислокационных структур с деформацией в монокристаллах сплава NisGe различных ориентации.

3.8. Плотность дислокаций и интенсивность их накопления.

3.9. Эволюция прямолинейных дислокаций с ростом температуры и деформации.

3.10.Фрактальная размерность плотности дислокаций.

Выводы к главе 3.

4. СТАТИСТИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ ДИСЛОКАЦИОННЫХ СТРУКТУР В МОНОКРИСТАЛЛАХ Ni3Ge.

4.1. Эволюция длин сегментов дислокаций между порогами, реакциями с температурой и деформацией.

4.2. Устойчивость и подобие однородного распределения дислокаций.

4.3. Конфигурационная энтропия дислокационной структуры в [ 111] монокристаллах Ni3Ge

4.4. Эволюция функции плотности распределения дислокаций с деформацией в монокристаллах Ni3Ge.

Выводы к главе 4.

5. ПРИРОДА ФОРМИРОВАНИЯ НАПРЯЖЕНИЙ ТЕЧЕНИЯ, ЗАКОНОМЕРНОСТИ ДЕФОРМАЦИОННОГО, ТЕРМИЧЕСКОГО УПРОЧНЕНИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ Ni3Ge

5.1. Критический анализ современных теорий положительной температурной зависимости предела текучести в сплавах со сверхструктурой Ь1г.

5.2. Связь напряжений течения и плотности дислокаций в монокристаллах Ni3Ge различной ориентации.

5.3. Распределение напряжений в области неоднородной деформации.

5.4. Вклады в сопротивление деформированию различных механизмов торможения дислокаций в монокристаллах NisGe.

5.5. Подобие дислокационных структур.

5.6. Суперпозиция термоактивированных процессов блокировки и разблокировки сверхдислокаций в монокристаллах NiaGe различных ориентаций.

5.7. Термоактивированное формирование и разрушение барьеров Кира - Вильсдорфа в монокристаллах NiaGe.

5.8. Роль нелокальности барьеров Кира - Вильсдорфа в торможении дислокаций.

5.9. Ориентационная зависимость температуры пика аномалии в NiaGe монокристаллах.

5.10.Оценки вклада точечных дефектов в температурную аномалию сдвиговых напряжений и предела текучести.

5.11.Влияние ориентации оси деформации на аномалию предела текучести.

5.12.Интенсивность накопления дислокаций.

5.13.Моделирование кривых деформационного упрочнения монокристаллов NiaGe различных ориентаций.

Выводы к главе 5.

Введение диссертация по физике, на тему "Закономерности деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge в зависимости от ориентации оси деформации"

Актуальность работы. Разработка материалов с улучшенными физико-механическими свойствами, прогнозирование поведения материалов под воздействием нагрузки является одной из основных задач материаловедения. Современная техника требует создания новых материалов с комплексом необходимых, и специфических свойств. Одним из перспективных направлений современного материаловедения является разработка материалов, сочетающих высокие прочностные свойства и сохранение их при повышенных температурах. Сплав Ni3Ge относится к материалам со сверхструктурой LI2, в котором с ростом температуры испытания предел текучести, напряжение течения и коэффициент деформационного упрочнения возрастают, достигают максимального значения при температуре пика и затем снижаются. Температурный рост характеристик кривых течения получило в литературе название аномалии механических свойств или термическое упрочнение. Наиболее сильно температурная аномалия напряжений течения проявляется в сплавах со сверхструктурой LI2, которые имеют высокую энергию упорядочения. Это - такие сплавы как №зА1, NisGa, NisSi, Ni3Ge, СОзТл, сплавы на основе титана, палладия и др. Целый ряд промышленных сплавов включает в себя интерметалл иды в качестве добавок, которые определяют их эксплуатационные свойства. Жаропрочные сплавы с высокой долей у' -фазы используются для изготовления горячих частей двигателей внутреннего сгорания, деталей дизельных двигателей и используются в качестве материалов для оснащения высокотемпературных печей [1 - 3]. Суперсплавы на никелевой основе имеют хорошие эксплуатационные свойства в высокотемпературной области и являются основой для материалов, используемых в авиации и ракетной технике [2]. Ряд сплавов со сверхструктурой Lb применяются как магнитные материалы, как высокотемпературные релейные контакты. Вследствие коррозионной стойкости сплава N13AI применяется также и для изготовления лопаток турбин. Повышенный интерес к материалам этого класса вызван как возможностью их практического использования при повышенных температурах эксплуатации, так и проблемой понимания физической природы пластической деформации материалов в широком температурном интервале.

В настоящее время не вызывает сомнений, что температурная аномалия предела текучести в сплавах с Lb сверхструктурой и высокой энергией антифазных границ (АФГ) определяется блокировкой и междислокационным взаимодействием сверхдислокаций различного типа. Особенности тонкого строения, перераспределение и взаимодействие сверхдислокаций друг с другом при разных температурах испытания приводят к особенностям поведения материалов при деформации.

Однако к моменту постановки задачи настоящего исследования отсутствовали систематические исследования развития дислокационных субструктур (ДСС) с деформацией в сплавах с высокой энергией антифазных границ. Отсутствовали данные о количественных характеристиках ДСС, и их связи с характеристиками кривых течения при разных температурах испытания. Данные об субструктуре, как правило, ограничивались сведениями о ДСС на начальных стадиях деформации. Теоретические концепции, привлекаемые для объяснения явления термического упрочнения и получившие наибольшее развитие, основывались только на существовании барьеров, сформированных в результате cross — slip в кубическую плоскость винтовых компонент сверхдислокаций. Однако в настоящий момент уже известно, что сопротивление деформированию является многофакторной проблемой. Сопротивление деформированию при разных температурах испытания определяется формированием термоактивированных барьеров различной прочности. Барьеры характеризуются разными значениями энергии активации в условиях кубического и октаэдрического скольжения. Относительный вклад барьеров в температурное упрочнение варьируется с ростом температуры испытания.

К существенным недостаткам исследований температурной аномалии предела текучести [1 - 186] можно отнести схематичность этих исследований, ограничение исследований только качественным анализом тонкого строения сверхдислокаций (СД), и анализом частных конфигураций сверхдислокаций на начальных стадиях упрочнения при разных температурах.

За пределами внимания исследователей оказались такие задачи как формирование высокого уровня сдвиговых напряжений, стадийность и формоизменение кривых течения в разных интервалах температур, пластичность. Эволюция ДСС и ее составляющих с деформацией при разных температурах испытания, перераспределение составляющих с ростом температуры испытания. Оценки вкладов основных конфигураций сверхдислокаций и составляющих субструктуры в деформационное и термическое упрочнение исследуемых материалов. Исследование температурной аномалии предела текучести и сдвиговых напряжений в интервалах температур с развитым октаэдрическим и кубическим скольжением.

Целостное представление о закономерностях температурной аномалии характеристик кривых течения, роли различных механизмов сопротивления движению дислокаций может быть обнаружено только на основе сочетания изучения количественных параметров ДСС и закономерностей деформационного и термического упрочнения исследуемых материалов. Разнообразные количественные соотношения параметров кривых течения, отражающие свойства температурной аномалии сдвиговых напряжений, закономерности эволюции ДСС и междислокационного взаимодействия с деформацией при различных температурах испытания позволят синтезировать обнаруженные закономерности в виде единой математической модели.

Основными методами исследования являются механические испытания и электронная просвечивающая и растровая микроскопии.

Монокристаллы сплава NiaGe обладают рядом свойств, которые выделяют его в материал исключительно удобный для экспериментального исследования закономерностей температурной аномалии сдвиговых напряжений и предела текучести. Прежде всего, это значительная температурная аномалия предела текучести, наибольшая среди интерметаллидов с LI2 сверхструктурой. Сильная ориентационная зависимость аномалии предела текучести. Высокий уровень сдвиговых напряжений и при этом относительно высокая пластичность.

В связи с вышеизложенным, выяснение физической природы деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплавов с высокой энергией упорядочения на примере NiaGe является актуальной проблемой.

Основной целью настоящего исследования является изучение общих закономерностей деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплава NiaGe различных ориентаций оси деформации. Построение на основе установленных закономерностей феноменологической модели деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплава NiaGe различных ориентаций.

Цель работы и состояние проблемы на момент постановки задачи определили основные задачи исследования:

1. Детальное экспериментальное изучение характеристик кривых течения монокристаллов NiaGe различных ориентаций при разных температурах испытания. Изучение температурных зависимостей предела текучести, сдвиговых напряжений, ориентационной зависимости аномалии предела, температуры пика аномалии текучести.

2. Детальное экспериментальное исследование эволюции дислокационоой субструктуры на уровне зоны сдвига и дислокационного ансамбля. Идентификация систем скольжения в разных температурных интервалах. Связь формоизменения деформированных образцов с системами скольжения в условиях кубического и октаэдрического скольжения. Качественное и количественное описание эволюции дислокационного ансамбля с деформацией, выявление основных составляющих ДСС при разных температурах испытания. Анализ однородности и подобия дислокационной субструктуры, изучение особенностей ее развития с деформацией при октаэдрическом и кубическом скольжении. Установление разнообразных сооотношений между параметрами дислокационной субструктуры и их связи с уровнем сдвиговых напряжений.

3. Экспериментальное определение вкладов в сопротивление деформированию различных механизмов торможения дислокаций, и изучение влияния на них температуры. Оценка роли различных составляющих дислокационной субструктуры в температурной аномалии предела текучести и сдвиговых напряжений. Исследование термоактивированных механизмов торможения дислокаций, обоснование их относительной роли в температурном росте напряжений течения в интервале положительной аномалии. 4. Теоретический и экспериментальный анализ термоактивированных механизмов формирования барьеров различной природы и оценки вклада этих барьеров в температурный рост предела текучести и сдвиговых напряжений. Построение на основе экспериментально установленных закономерностей феноменологической модели деформационного и термического упрочнения сплавов со сверхструктурой LI2 на примере монокристаллов NiaGe разных ориентаций.

В главах диссертации первый параграф представляет краткий литературный обзор по соответствующей тематике с постановкой задачи исследования. Далее рассматривается экспериментальное и теоретическое описание полученных результатов. В заключении предлагаются краткие выводы.

В первой главе проводится детальный анализ механических свойств монокристаллов сплава NisGe различных ориентаций оси деформации. Приведены данные о температурных зависимостях предела текучести, сдвиговых напряжений монокристаллов NisGe пяти ориентаций оси деформации: [001], [ 139], [ 4.9.17], [ 234], [ 111]. Установлено, что предел текучести, деформирующие напряжения и коэффициент деформационного упрочения изменяются аномально с повышением температуры испытания. Обнаружена значительная ориентационная зависимость температурной аномалии характеристик кривых течения в монокристаллах NiaGe. Температура испытания оказывает влияние на интенсивность термического упрочнения, температуру пика аномалии в температурных интервалах с развитым октаэдрическим и кубическим скольжением. Показан многостадийный характер температурной аномалии предела текучести на восходящей ветви аномалии. Обнаружен температурный рост предела текучести в условиях развитого кубического скольжения. В главе анализируются кривые течения монокристаллов NisGe исследуемых ориентаций при разных температурах. Влияние температуры испытания на формоизменение кривых течения монокристаллов NiaGe.

Во второй главе рассматриваются вопросы, связанные с геометрией скольжения, формоизменением образцов NisGe с деформацией при различных температурах испытания. Анализируются деформации и напряжения течения в локальных местах поверхности, фрагментация деформации монокристаллов NiaGe. В интервалах температур до температуры пика аномалии предела текучести обнаружено скольжение по октаэдрическим системам. Вблизи температуры пика активизируются кубические системы скольжения. Обнаружено скольжение по первичной плоскости и плоскости поперечного скольжения. За температурой пика наблюдается скольжение по первичной кубической системе. Показано, что неоднородность деформации при сжатии приводит к неоднородному распределению сдвиговых напряжений.

В третьей главе детально исследуется эволюция дислокационной структуры (ДС) монокристаллов NisGe различной ориентации с деформацией при разных температурах испытания. В главе рассмотрены следующие вопросы: Качественный анализ эволюции ДС при разных температурах (Т = 77, 293, 523, 673, 873К) монокристаллов с ориентацией оси деформации [001], [ 234], [ 139], [ 4.9.17], [ 111]. Рассмотрены зависимости от деформации основных количест

4Р венных характеристик дислокационной субструктуры в температурном интервале Т=77-И000К.

Проведен анализ основных типов дислокационных субструктур деформированных монокристаллов NisGe разных ориентаций. В частности, плотности дислокаций, интенсивности накопления дислокаций, сопоставление этих параметров со сдвиговыми напряжениями. Было установлено, что дислокационная структура в монокристаллах Ni3Ge относится к хаотическому и однородному типу субструктур. Этот тип субструктур сохраняется вплоть до деформаций разрушения и наблюдается в условиях октаэдрического (до температуры пика аномалиии) и кубического скольжения. Указанная особенность дислокационной структуры монокристаллов NiaGe является следствием низкой подвижности сверхдислокаций при деформации по сравнению с другими сплавами Lb сверхструктуры. В каждом конкретном случае природа низкой подвижности дислокации в условиях сравнительно малых дальнодействующих напряжений связывается с конкретным механизмом самоблокировки индивидуальных дислокаций. Это - формирование термоактивированных барьеров Кира - Вильсдорфа на винтовых компонентах дислокационной петли, и осаждение точечных дефектов на краевых, стопоры на линии дислокации. Выделяются следующие основные составляющие дислокационной субструктуры в деформированных монокристаллах Ni3Ge. К ним относятся прямолинейные и искривленные дислокации, диполи, узкие диполи (винтовые и краевые), петли малого радиуса и ряды петель. С повышением температуры испытания наблюдается перераспределение составляющих субструктуры. Обнаружена корреляция между стадиями температурного роста предела текучести и напряжений течения и плотностью составляющих ДСС. В частности при низкотемпературной аномалии в дислокационной структуре доминируют прямолинейные дислокации, а при более высоких температурах (Т>300-ь400К) - искривленные дислокации. В условиях развитого кубического скольжения с ростом температуры испытания наблюдается рост плотности петель малого радиуса, искривленных дислокаций. Температурное увеличение предела текучести и напряжений течения связывается в этом случае с формированием непрямолинейных барьеров. Температурная аномалия напряжений течения и предела текучести в монокристаллах NiaGe определяется эволюцией индивидуальных дислокаций. Дислокационные субструктуры подобны, вне зависимости от ориентации и температуры испытания. Скалярная плотность дислокаций, плотность прямолинейных дислокаций, интенсивность накопления изменяются коррелировано с уровнем сдвиговых напряжений и предела текучести на стадиях температурного упрочнения и разупрочнения. Ориентационная зависимость температурной аномалии предела текучести и сдвиговых напряжений также изменяется коррелировано с ориентационной зависимостью плотности дислокаций.

Четвертая глава посвящена исследованию зависимости от деформации различных параметров дислокационной субструктуры. Это такие параметры как расстояние между дислокациями, ее дисперсия, линейная плотность стопоров произвольного типа, конфигурационная энтропия расстояния между дислокациями. В главе рассматривается простейшая модель эволюции функции плотности вероятности расстояний между дислокациями с деформацией. Установлено, что указанные выше параметры дислокационной структуры подчинены логарифмически нормальному распределению. Это распределение является устойчивым и однородным в условиях хаотического типа субструктуры.

В пятой главе приведены результаты экспериментального и теоретического исследования механизмов формирования напряжений течения, интенсивности накопления дислокаций при деформации монокристаллов NiaGe. Установлена линейная зависимость между величиной сдвиговых напряжений и корнем квадратным плотности дислокаций при разных температурах. Анализируется движущая сила образования и разрушения барьеров Кира - Вильсдорфа и их роль в ориентационной зависимости температуры пика аномалии монокристаллов NiaGe. Обсуждается подобие междислокационных взаимодействий в интервалах температур с развитым кубическим и октаэдрическим скольжением. Оценены вклады различных механизмов торможения дислокаций в условиях хаотического типа субструктуры. Оценен их относительный вклад в температурный рост предела текучести и сдвиговых напряжений. Оцененные значения вкладов хорошо согласуются с экспериментальными значениями напряжений. Предложена феноменологическая модель формирования напряжений течения монокристаллов NiaGe при разных температурах испытания.

Научная новизна. В представленной работе проведено комплексное исследование деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплава NiaGe различных ориентаций оси деформации. Обнаруженные новые закономерности деформационного и термического упрочнения монокристаллов NiaGe разных ориентаций являются подтверждением эффективности указанного подхода.

Детальное исследование температурных зависимостей предела текучести и сдвиговых напряжений в монокристаллах NiaGe разных ориентаций показало, что температурная аномалия указанных характеристик кривых течения является сложной. Наблюдается значительная температурная аномалия предела текучести в монокристаллах NisGe. На восходящей ветви выделяются участки с разной интенсивностью термического упрочнения. Обнаружена низкотемпературная и высокотемпературная аномалия предела текучести. Высокотемпературная аномалия в условиях кубического скольжения обнаружена впервые. Обнаружена исключительно сильная немонотонная ориентационная зависимость аномалии предела текучести, температуры пика, предела текучести при температуре пика, и интенсивности температурного упрочнения. Экспериментально показано, что низкотемпературная аномалия обусловлена вкладом от прямолинейных барьеров Кира - Вильсдорфа, а высокотемпературная взаимодействием краевых компонент сверхдислокаций с точечными дефектами в условиях кубического скольжения. Приведенные результаты во многом являются новыми.

Совокупность экспериментальных данных о температурных зависимостях характеристик кривых течения, эволюции дислокационных субструктур с деформацией при разных температурах испытания, полученных в монокристаллах №зОе различных ориентации явились основанием теоретических оценок движущих сил формирования и разрушения барьеров Кира -Вильсдорфа (KB). Показано, что барьеры Кира - Вильсдорфа на винтовых компонентах сверхдислокаций относятся к нелокальным барьерам. Эти барьеры ответственны за низкотемпературную аномалию предела текучести в монокристаллах Ni3Ge. Были выделены основные факторы, которые определяют величину движущей силы образования барьеров Кира - Вильсдорфа, ориентационную зависимость температурного роста предела текучести. Установлено, что процесс формирования барьера KB должен быть разделен на два этапа. Первый из них ограничивается термофлуктуационным сощеплением частичных дислокаций Шокли и характеризует термоактивированную часть формирования барьера КВ. Последующее развитие барьера, обусловленное понижением энергии сверхдислокации вследствие анизотропии энергии АФГ в октаэд-рической и кубической плоскостях, определяет деформационную часть барьера. Барьеры KB относятся к высокопрочным препятствиям и вносят существенный вклад в деформационное упрочнение монокристаллов NisGe. Анализ термоактивированной части образования барьера KB и последующие оценки ее движущей силы приводят к заключению, что критерии выделения аномальных сплавов, основанные на анизотропии энергии АФГ и упругих модулей оказываются неверными. В момент термофлуктуационного сощепления частичных дислокаций Шокли уход в кубическую плоскость поперечного скольжения обусловлен анизотропией упругих модулей, уровнем сдвиговых напряжений в кубе, трением, а также величиной расщепленности сверхчастичных дислокаций, на которую оказывает влияние сдвиговые напряжения в октаэдре. Вклад в движущую силу энергии АФГ в кубе на этом этапе равен нулю. И, очевидно, применение критерия в этом случае невозможно. Теоретические оценки движущих сил образования барьеров KB находятся в хорошем согласии с экспериметальными значениями. В работе приведены оценки вкладов осаждения - захвата деформационных точечных дефектов на сверхдислокациях краевой ориентации в сопротивление деформированию. Отмеченные результаты являются новыми.

В работе на основе концепции о термоактивированной блокировке расщиряющейся дислокационной петли установлены ориентационные зависимости температурного прироста предела текучести. Активизация кубических систем скольжения за температурой пика приводит к температурному разупрочнению монокристаллов NiaGe. При температуре пика аномалии наблюдается равенство сдвиговых напряжений в плоскостях октаэдра и куба. Используемое в работе равенство существенно отличается от равенства, предложенного Suzuki [95]. Прежде всего тем, что уровень сдвиговых напряжений в плоскостях октаэдра в исследуемых ориентациях монокристаллов NiaGe определяется существенно разными механизмами. На восходящей ветви аномалии предела текучести рассматривается суперпозиция вкладов барьеров KB на винтовых компонентах сверхдислокаций и осаждения - захвата точечных дефектов на краевых компонентах. При разных ориентациях оси деформации и при температуре пика аномалии относительный вклад указанных механизмов в величину предела текучести различается. На основе равенства пределов текучести в октаэдре и кубе, а также расчетных значений движущей силы образования барьеров KB получены профили изолиний температуры пика аномалии. Экспериментально установленные значения температуры пика находятся в хорошем согласии с расчетными, полученными при исследуемых ориентациях оси деформации. Эти результаты подтверждают верность используемой концепции о термоактивированной блокировке дислокацион-нойпетли, ориентационную зависимость движущей силы образования KB, и подтверждают правильность модели величины движущей силы барьеров КВ. Представленные результаты во многом являются новыми и оригинальными.

В представленной работе установлена линейная зависимость между сдвиговым напряжением и корнем квадратным плотности дислокаций. Эта зависимость выполняется при всех температурах испытания в монокристаллах NiaGe исследуемых ориентаций. Температура испытания оказывает влияние на параметр междислокационного взаимодействия и напряжение трения сверхдислокаций. Выполнимость указанной зависимости свидетельствует о том, что доминирующими вкладами в сопротивление деформированию являются механизмы, или группа механизмов, которые определяются линейной плотностью стопоров на линии дислокаций. На основе этой зависимости экпериментально выделяются термоактивированные механизмы в условиях, когда параметр междислокационного взаимодействия равен нулю и не равен нулю. В первом случае выделяется вклад, обусловленный самоблокировкой сверхдислокаций. В последнем случае формирование термоактивированных барьеров приводит к накоплению плотности дислокаций. Экспериментальный и теоретический анализ указанных механизмов при разных температурах испытания в условиях октаэдрического и кубического скольжения представляет исключительный интерес. Ранее такие исследования в монокристаллах NisGe не проводились.

В работе проведен детальный экспериментальный анализ вкладов различных механизмов торможения дислокаций в сопротивление деформированию при всех исследуемых температурах испытания. Были выделены вклады от стопоров на линии дислокации, нескомпенсирован-ные дальнодействующие напряжения, напряжения самоблокировки сверхдислокаций и флук-туационная поправка. Эти вклады оценивались при всех исследуемых степенях деформации, температурах испытания и для всех ориентаций монокристаллов сплава NisGe. Суперпозиция отмеченных вкладов совместно с термоактивированными вкладами (механизм Орована и осаждение - захват точечных дефектов) оказывается близкой к уровню сдвиговых напряжений. С повышением температуры испытания происходит перераспределение основных вкладов в напряжение течения. Относительная роль термоактивированных вкладов механизмов сопротивления деформированию меняется с ростом температуры испытания. Подробный анализ вкладов механизмов торможения дислокаций ранее в монокристаллах NisGe не проводился.

В монокристаллах NisGe с ориентацией [001] обнаружена суперлокализация деформации при температуре испытания Т ~ 900К. Вся деформация кристалла обеспечивается сдвигом в узкой зоне, наклоненной под углом 45° к направлению оси деформации. Данный эффект ранее (до настоящей работы) не наблюдался. Дислокационная субструктура в зоне суперлокализации резко отличается от хаотического и однородного типа. Она состоит из фрагментированных и полосовых субструктур. В работе обнаружена фрагментация деформации, обусловленная неоднородностью деформации при сжатии монокристаллов NisGe. При низких тмпературах в области неоднородной деформации внешние сдвиговые напряжения затухают по мере приближения к краю образцов вследствие возникновения свободной поверхности.

На основе линейного соотношения т = f(p°5) проведен анализ подобия междислокационных взаимодействий при разных температурах испытания. Для всех исследуемых ориентаций в монокристаллах NisGe было установлено, что междислокационные взаимодействия подобны в интервале температур с положительной аномалией предела текучести, где реализуется октаэд-рическое скольжение, а также при температурах с кубическим скольжением.

В работе проведен экспериментальный и теоретический анализ стохастических процессов на уровне зоны сдвига и дислокационного ансамбля. Обнаруженный нормальный закон распределения деформации локальных объемов, а также параметров дислокационной субструктуры и на основе этого, найденное соотношение между энтропией Шеннона и дисперсией позволило определить величину энтропии при развитой деформации в монокристаллах NisGe. Рост температуры приводит к уменьшению числа возможных значений случайной величины. Анализ эмлирических и теоретических распределений различных параметров дислокационной субструктуры в зависимости от деформации при разных температурах показало, что устойчивым распределением является нормальный закон распределения параметров субструктуры. Как следствие хаотический тип субструктуры в монокристаллах NiaGe оказывается однородным и подобным. Установленная связь между конфигурационной энтропией и энтропией Шеннона позволила оценить направление развития ДСС с деформацией в сторону хаотизации субструктуры. Число возможных расположений соседних дислокаций для хаотического типа с деформацией увеличивается, а с температурой, наоборот, уменьшается.

На основе полученных экспериментальных результатов найдена феноменологическая модель термического и деформационного упрочнения монокристаллов NiaGe различных ориентаций. Данная модель может быть обобщена на все сплавы с высокой энергией антифазных границ и сверхструктурой ЬЬ.

Научное и практическое значение результатов работы. Полученные в работе экспериментальные и теоретические результаты, феноменологические соотношения и зависимости углубляют физические представления о природе температурного и деформационного упрочнения сплавов со сверхструктурой LI2 и высокой энергией антифазных границ. Совокупность экспериментальных результатов и разнообразных соотношений параметров субструктуры и характеристик кривых течения, полученные в работе, могут быть использованы для различных схем механотермической обработки сплавов со сверхстуктурой LI2.

Автор защищает.

1. Совокупность экспериментальных данных о влиянии температуры и ориентации на характеристики кривых течения монокристаллов сплава NiaGe. Теоретический и экспериментальный анализ закономерностей температурной аномалии предела текучести, сдвиговых напряжений. Многостадийный характер температурной аномалии предела текучести на восходящей и нисходящей ветвях в условиях октаэдрического и кубического скольжения. Различные феноменологические соотношения параметров субструктуры и кривых течения в разных температурных интервалах и влияние на них ориентации оси деформации.

2. Результаты модельных расчетов движущих сил формирования и разрушения барьеров Кира - Вильсдорфа на винтовых компонентах сверхдислокаций при разных ориентациях оси деформации. Закономерности ориентационной и температурной зависимости предела текучести, напряжений течения и температуры пика аномалии.

3. Экспериментальные и теоретические данные о закономерностях" развития деформации на уровне зоны сдвига и дислокационной субструктуры в NiaGe. Качественное и количественное описание эволюции субструктуры с деформацией. Эмпирические соотношения между различными параметрами субструктуры и параметрами деформации на уровне зоны сдвига. Закономерности их изменения с деформацией при разных температурах.

4. Экспериментальный и теоретический анализ вкладов механизмов сопротивления деформированию в термическое и деформационное упрочнение монокристаллов сплава NiaGe разных ориентации. Общие закономерности формирования напряжений течения при разных температурах испытания и ориентациях оси деформации. Термоактивированные вклады различных составляющих дислокационной субструктуры, и их относительная роль в аномалии сдвиговых напряжений. Феноменологическую модель деформационного и термического упрочнения монокристаллов NiaGe множественной и одиночной ориентаций. Апробация. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на 7 Всесоюзном совещании по упорядочению атомов и влияния на свойства сплавов (Свердловск, 1984); на 7 международной конференции «Прочность металлов и сплавов (Монреаль, 1986); на 2-4 Координационных семинарах «Пластическая деформация и актуальные проблемы прочности сплавов и порошковых материалов» (Томск, 1980, Барнаул, 1981, Томск, 1982); совещаниях по тепловой микроскопии «Структура и свойства металлических материалов в широком диапазоне температур» (Новокузнецк, 1982, Москва, 1984, 1986); на Всесоюзном семинаре «Роль дефектов в физико - механических свойствах твердых тел» (Барнаул, 1985); на 6 семинаре «Структура дислокаций и механические свойства маталлов и сплавов» (Екатеринбург, 1993); на 3 Международной конференции «Прочность и пластичность материалов в условиях внешних энергетических воздействий» (Новокузнецк, 1993г.); на 1 Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Новгород, 1994); на 2 Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах» (Барнаул, 1994г.); на 3 Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 1996 г.); на Международной конференции «Неустойчивость материалов в условиях механического нагру-жения» (Санкт-Петербург, 1996г.); на 7 Международная школа - семинар «Эволюция дефектjL ных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 2002 г.); на 13 International Conference on the Strength of Materials, (Budapest, 2003, Hungary).

Публикации. По материалам диссертации имеется более 60 публикаций, из них 20 статей в отечественных периодических научных журналах.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, основных выводов и библиографии.

Заключение диссертации по теме "Физика конденсированного состояния"

1. Экспериментально установлено, что в монокристаллах NisGe обнаруживается значитель ная температурная аномалия предела текучести и сдвиговых напряжений, которая носит сложный многостадийный характер. Ориентация оси деформации монокристаллов оказы вает значительное влияние на проявление аномалии характеристик кривых течения NiaGe.Обнаружена также аномалия предела текучести в высокотемпературной области в услови ях развитого кубического скольжения в NisGe. Температура пика аномалии и интенсив ность проявления аномалии в высокотемпературной области слабо зависят от ориентации оси деформации,

2. Показано, что на восходящей ветви зависимости предела текучести от температуры ано малия предела текучести определяется суперпозицией термоактивированных вкладов, обусловленных самотормолсением сверхдислокаций различных ориентации. За темпера турой пика изменение Тс(Т) определяется разблокировкой барьеров Кира - Вильсдорф, ак тивизацией первичного кубического скольжения и взаимодействием сверхдислокаций ку бических систем с точечными дефектами. Ориентация оси деформации монокристаллов NisGe оказывает влияние на протяженность температурных интервалов с разной интен сивностью термического упрочнения, многостадийность и температуру пика.3. Установлено, что низкотемпературная аномалия предела текучести является немонотон ной при изменении оси деформации монокристаллов NisGe. Показано, что она зависит от уровня сдвиговых напряжений в октаэдрической и кубической плоскостях, самоблокиров ки сверхдислокаций в кубической плоскости скольжения, анизотропии упругих модулей и величины энергии антифазных границ в октаэдре и кубе. Зависит также от относительного уровня сдвиговых напряжений на частичных дислокациях Шокли и сверхдислокациях, находящихся в кубической плоскости относительно октаэдрической плоскости скольже ния.4. Анализ совокупности факторов, определяющих ориентационную и температурную зави симость аномалии предела текучести в монокристаллах NisGe, приводит к заключению о несоответствии расчетов движущей силы образования барьеров Кира - Вильсдорф в моде лях Yoo, Hirsh, Saada, Paidar, Pope, Vitek энергии активации, найденных из экперимен тальных исследований. Барьеры Кира - Вильсдорф в указанных моделях относятся к вы сокопрочным препятствиям с завышенными значениями энергии активации. Расчеты ве личины движущей силы в монокристаллах NiaGe на основе анизотропии энергии анти фазных границ и упругих модулей указывают на то, что в NiaGe должна отсутствовать температурная аномалия предела текучести, что находится в противоречии с результатами настояндей работы.5. На основе экспериментально установленных факторов, определяющих аномалию предела текучести, проведены расчеты движущих сил формирования и разрушения барьеров Кира — Вильсдорф. Отличительной особенностью расчетов является выделение термоактивиро ванной части сощепления частичных дислокаций Шокли, которая определяет температур ный рост предела текучести в низкотемпературной области NisGe. Сравнение модельных значений величины движущих сил образования барьеров Кира - Вильсдорф с эксперимен тальными значениями в NisGe исследованных ориентации, а также с литературными ис точниками показало их хорошее согласие.6. На основе анализа ориентационной зависимости температуры пика аномалии предела те кучести было установлено, что температура пика аномалии предела текучести определя ется температурой, при которой выполняется равенство сопротивления деформированию в кубической и октаэдрической плоскостях скольжения. Было обнаружено хорошее согла сие теоретических и экспериментальных значений температуры пика. Это свидетельству ет о достоверности расчетов движущих сил формирования барьеров Кира - Вильсдорф, ориентационной зависимости аномалии предела текучести в NiaGe, основанной на термо активированной блокировке расширяющейся дислокационной петли.7. Исследование деформации на уровне зон сдвига показало, что при сжатии монокристаллов NiaGe наблюдается фрагментация деформации, обусловленная разделением образцов на однородно - и неоднородно деформируемые части кристалла. В [001] монокристаллах NisGe при высоких температурах фрагментация обусловлена суперлокализацией дефор мации. Установлено, что в интервале положительной температурной зависимости предела текучести наблюдается октаэдрическое скольжение, а за пиком аномалии - кубическое скольжение, которые обеспечивают основное формоизменение образцов.8. В работе установлено, что дислокационная структура монокристаллов NisGe относится к хаотическому и однородному типу субструктур, вне зависимости от октаэдрического, или кубического скольжения. Данный тип субструктуры сохраняется вплоть до деформаций разрушения. Основными составляющими субструктуры являются прямолинейные и изо гнутые сверхдислокации, диполи, осколки сверхдислокаций различной природы - петли малого радиуса, ряды петель, узкие диполи. Дислокационные субструктуры являются по добными и устойчивыми в статистическом смысле, т.е. подчиняются одному и тому же закону распределения при разных условиях деформирования. Температура оказывает влияние на перераспределение составляющих структур. До Т « 400К в дислокационной субструктуре доминируют прямолинейные сверхдислокации, а при более высоких темпе ратурах - искривленные.9. При хаотическом и однородном типе субструктур деформационное упрочнение определя ется суперпозицией вкладов контактного торможения дислокаций, самоблокировки и дальнодействующих напряжений. Как следствие выполняется линейная зависимость Ю.Показано, что температура испытания и ориентация оси деформации оказывают сущест венное влияние на немонотонный рост напряжений самоторможения, параметр междис локационного взаимодействия и скалярную плотность дислокаций. Вариация отмеченных факторов приводит к аномальному росту сдвиговых напряжений с повышением темпера туры испытания, в результате формирования нелокальных винтовых и краевых барьеров, длина которых определяется линейной плотностью стопоров на линии дислокаций. На от носительную величину вклада барьеров в температурный рост сдвиговых напряжений оказывает влияние температура и ориентация оси деформации.11 .В работе построена феноменологическая модель термического и деформационного упроч нения монокристаллов сплава NisGe. Модель позволяет на удовлетворительном уровне описать основные черты кривых течения NisGe в случае одиночного и множественного скольжения. Системы уравнений описывают формоизменение кривых течения при разных температурах испытания, вариацию формы кривых с изменением ориентации оси дефор мации, а также уровень сдвиговых напряжений и интенсивности упрочнения с изменени ем ориентации оси деформации.

Список источников диссертации и автореферата по физике, доктора физико-математических наук, Абзаев, Юрий Афанасьевич, Томск

1. Stoloff N.S. Ordered alloys - physical metallurgy and structural applications 1.I International Metals Reviews. - 1984. - V.29. - N.3. - P. 123 - 134.

2. Cohen J. B. A Brief Review of the Properties of Ordered Alloys // Journal of Matrials Science -1969.-V.4.-P. 1012- 1022.

3. Dimiduk D.M., Miracle D.B., Ward C.H. Development of Intermetallic Materials for aerospace Systems // Materials Science and Technology. 1992. V.8. P. 367 - 375.

4. Cahn R.N. Intermetallic Compounds for High Temperature Use // Application of New Materials. Australian Academy of Science. 1989. April. - P.l - 5.

5. Lowrie R. Mechanical Properties of Intermetallic Compounds at Elevated Temperatures. // Trans. AIME. 1952. - V.194. - P.1093 - 1099.

6. Westbrook J.H. Defect Structure and the Temperature Dependence of Hardness of an Intermetallic Compound. / J. Electrochem. Soc. 1957. - V.104. - P.369 - 376.

7. Flinn P. A. Theory of deformation in superlattices // Trans. Met. Society of AIME. 1960. - V.218. -P. 145- 154.

8. Davies R.G., Stoloff N.S. The Flow Stress of Ni3Al. // AIME Meeting, New York, February 1964.

9. Copley S., Kear В. H. Temperature and Orientation Dependence of the Flow Stress in off -stoichiometric Ni3Al (y' phase). // Trans. AIME. - 1967. - V.239. - N 9. - P. 977 - 984.

10. Vidoz A. E., Brown L. M. On Work hardening in Ordered Alloys. // Phil. Mag. - 1962. - V.7. -P.l 167 - 1175.

11. Васильев Л.И., Орлов A.H. О механизме упрочнения упорядочивающихся сплавов / ФММ. 1963.-т. 15.-с. 481 -485.

12. Попов Л. Е., Козлов Э. В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов. М.: Металлургия, 1970. - 216 с.

13. Попов Л.Е., Козлов Э.В. К теории предела текучести упорядоченных твердых растворов. // ФММ. 1964. - т.18. С. 939 - 940.

14. Kuczinski G.C., Doyama М. Variation on the Yield Point with Temperature in AuCu3. // Acta Met. 1955. -V.3. - P. 415-421.

15. Pope D.P. The Flow Stress of Cu3Au// Phil. Mag. 1972. - V.25. - P. 917 - 927.

16. Davies R.G., Stoloff N.S. Influence of Long-range Order upon Hardening. // Phil. Mag. 1965. V.12. - P. 297 - 304.

17. Kuramoto E., Pope D.P. The Orientation Dependence of the Yield Stress of Cu3Au. // Phil. Mag. -1976.- V.33.-P. 675-683.

18. Kuramoto E., Pope D,P. The Orientation Dependence of the work coefficient of СизАи. // Phil. Mag. 1976.-V.34.-P. 593 -601.

19. Mohamed F.A. On the Work Hardening Coefficient of СизАи. // Material Science and Engineering. -1981. V.80. - P.79 - 80.

20. Fujuta A., Mishima Y. Suzuki T. Temperature Dependence of Strength in а СизАи 5% Ni alloy and its relevance to the APB morphology. //J. Material Science. - 1983. - V.18. -P. 1881 - 1886.

21. Schoeck G., Perez E. The Temperature Dependence of Work Hardening in the СизАи and NisFe. / Scripta Met. -1971. - V.5. - P. 421 - 424.

22. Barret C.S. Effect of Temperature on the Deformation of Beta Brass. / Trans. AIME. 1954.V.200.-P. 1003- 1011.

23. Ardley G. W. On the Effect of Ordering Upon The Strength of Cu3Au. / Acta Met. 1955. - V.3. -P. 525-531.

24. Brown N. The Yield Point of a Superlattice. // Phil. Mag. 1959. V.4. - P.643 - 704.

25. Zhu Y., Saka H. Climb Dissociation of Superlattice Dislocations and the Strength Anomaly in p -brass. // Phil. Mag. A. 1989. V.59. - N.3. - P. 661 - 676.

26. Pope D. P., Ezz S. S. Mechanical properties of Ni3Al and nickel base alloys with high volume fraction of y'. // International Metals Reviews. - 1984. - V.29. - N13. - P. 136 - 167.

27. Noguchi O., Oya J., Suzuki T. The effect of nonstexiometry on the positive temperature dependence of strength of Ni3Al and Ni3Ga // Met. Trans. A. 1981. - V.12, - N9. - P. 1647 -1653.

28. Veyssiere P., Saada G. Microscopy and Plasticity of the LI2 y' -phase. / ed: T. Nabarro "Dislocation in Solids". 1996. - V.10. - P.l - 142.

29. Попов Jl.E., Ковалевская T.A., Терешко И.В. О природе аномалии температурно-скоростной зависимости механических свойств сплавов со сверхструктурой LI2 //ФММ. 1976. — т.41. -вып. З.-с. 594-600.

30. Попов JI.E., Терешко И.В., Конева Н.А., Козлов Э.В., Изучение кристаллографии скольжения в сплаве M3AI. // Изв. Вузов. Физика. 1971. - N7. - с.42 - 47.

31. Clement N. Mecanismes de deformation a haunte temperature des structures Ll2 experiences "in situ" // J. Microsc. Spectrosc. Electron. - 1986. - V.l 1. - P. 195 - 204.

32. Bonneville J., Spatig P., Martin J.-L. Characteristics of dislocation motion in №з(А1, Hf) II Solid State Phenomena. 1994. V.35-36. - P. 461 - 466.

33. Aoki К., Izumi О. Flow and fracture behavior of Ni3(Al, Ti) single crystals tested in tension // Journal in Material Science. 1979. - V. 14 - N 6. - P. 1800 - 1806.

34. Aoki K., Izumi O. The relation between defect hardening and substitutional solid solution hardening in an intermetallics compound Ni3Al // Phys. Stat. Sol. (a). 1976. - V.38.- N 2. - P. 587-594.

35. Aoki K., Izumi O. Cleavage fracture of the intermetallic compound NiaGe single crystals. // Acta Met. 1979. - V.27. - P. 807 - 816.

36. Aoki K., Izumi O. Influence of substitutional solute elements on the strength of intermetallic compound Ni3Al at elevant temperature. // Нихон киндзоку гаккай си. 1975. -N.39. - P. 1282 -1289.

37. Травина H.T., Никитин А.А. Температурная и ориентационная зависимость деформационных характеристик монокристаллов Ni3Al // ФММ. 1970. т.30. - вып.6. - с. 1291 - 1296.

38. Никитин А.А., Травина Н.Т. Угарова Е. В. Температурная зависимость деформационных характеристик дисперсно упрочненных никелевых сплавов. // ФММ. - 1985. т.59. - вып.5. -с. 1013-1017.

39. Nicolls J. R., Rawlings R. D. Activation Analysis of Plastic Deformation of Ni3Al. 10 at.% Fe. // Phys. Stat. Sol. (a) - 1978. V.49. - K85 - K89.

40. Nicolls J. R., Rawlings R. D. Steady state creep of an alloy based on the intermetallic compound Ni3Al (y'). // J. Material Science. - 1977. - V.12. - P. 2456 - 2464.

41. Bellows R.S., Schwazkopf E.A., Tien J.K. Creep Fatigue Behavior of Directionally Solidified and Single Crystal Intermetallic №зА1(В, HI) at an Intermediate Temperature. // Met. Trans.A. 1988. -V.19A.- P. 479-486.

42. Гринберг Б. А., Иванов M. А. Феноменологическая теория пластической деформации с учетом дислокационных превращений нескольких типов и ее применение к интерметаллидам.// Физика реальных кристаллов. Наукова Думка. 1992. - С. 132 - 148.

43. Umakoshi Y., Boland J. R., Pope D. P., Vitek V. The Temperature and Orientation Dependence of the Flow Stress of Ordered and Disordered (Fe, Co)3V Single Crystals.// Material Science and Engineering. 1984. - V.64. - P. 27 - 35.

44. Takasugi Т., Izumi O. High Temperature and Ductility of Polycrystalline Co3Ti. // Acta Met. -1985.-V.33. -Nl. P. 39-48

45. Liu Yi., Takasugi Т., Izumi O., Ono S. The Peculiar Temperature and Orientation Dependence of Ll2 type Co74Ni3Ti23 single crystals. // Phil. Mag. A - 1989. - V.59. - N.2, - P. 401 - 421.

46. Liu Yi., Takasugi Т., Izumi O., Ono S. ТЕМ Investigation of Dislocation dissociation in Ll2 type Co74Ni3Ti23 single crystals. I. The Effect of Applied Stress. // Phil. Mag. A - 1989. - V.59. -N.2, -P. 423-436.

47. Liu С. T, Ductility and Fracture behavior of Polycrystalline Ni3Al Alloys. I I Mat.Res. Soc. Symp. Proc. 1987.-V.31.-P.355-367.

48. Guard R.W., Westbrook J.H. Alloying Behavior of Ni3Al (y .phase). / Trans. AIME. 1959. -V.215.-P. 807-813.

49. Lee T.C., Subramanian R., Robertson I.M., Birnbaum H.K. Dislocation Grain Boundary Interactions in Ni3Al; Effects of Structure and Chemistry. // Scripta Met. 1991. - V.25. - P. 1265 -1270.

50. Ogura Т., Hanada S., Masumoto Т., Izumi O. Grain Boundary Fracture of Ll2 Type Intermetallic Compound Ni3Al. // Met. Trans. A. 1985. - V.16. - P. 441 - 443.

51. Izumi О. Деформируемость интерметаллических соединений. // Нихон киндзоку гаккай кай-хо. Bull. Jap. Inst. Metals. 1981. V.20. - N.6. - P. 472 - 476.

52. Chen S.P., Voter A.F., Srolovits D.J. Computer Simulation of Grain Boundaries in Ni3Al: The Effect of Grain Boundary Composition. // Scripta Met. 1986. - V.20. - P. 1389 - 1394.

53. Коротаев А. В., Конева H. А., Левина В. Б. Термически активируемое напряжение течения в упорядоченных и разупорядоченных сплавах. // Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов. Наукова Думка. К. 1968. - С. 190 - 194.

54. Lall С., Chin S., Pope D. P. The Orientation and Temperature Dependence of the Yield Stress of Ni3(Al, Nb) Single Crystals // Metall. Trans. A. 1979. - V. 10. - P. 1323 - 1332.

55. Karnthaler H. P., Muhlbacher E. Th., Renteberger C. The Influence of the Fault Energies on the Anomalous Mechanical Behavior of Ni3Al Alloys. // Acta Mater. 1985. - V.44. - N2. - P. 547 -560.

56. Paidar V. Mechanical Properties of Iron- and Nickel Base Aluminides. // Material Science and Engineering 1997. - V.A234 - 236. - P. 15 - 21.

57. Horton J. A., Liu С. Т., Santella M. L. Microstructures and Mechanical Properties of Ni3Al Alloyed with Iron Additions // Metall. Trans. A. 1987. V.l8. - P. 1265 - 1277.

58. Попов Л.Е., Козлов Э.В., Терешко И.В. Деформационное упрочнение сплава Ni3Al // ФММ. 1967. - 26. - вып. 4. - с. 709 - 716.

59. Температурно скоростная зависимость механических свойств сплава Ni3Al. III. / Л.Е. Попов, И.В Терешко, В.И. Барсанов, В.Ф. Лунев// Изв. Вузов. Физика. - 1971. - N11. - с.107 -113.

60. Светлов И. Л., Толория В. И. Влияние температуры и легирования на предел текучести монокристаллов Ni3Al. // ФММ. 1975. - т.40. - вып. 2. - с. 409 - 414.

61. Staton Bevan А. Е., Rawlings R. D. The deformation behavior of single crystal Ni3(Al, Ti) // Phys. Stat. Sol. (a). - 1975. - V.29. - N2. - P. 613 - 622.

62. Staton Bevan A. E. The orientation and temperature dependence of the 0.2% proof stress of single crystal Ni3(Al, Ti) // Scripta Met. - 1983. - V. 17. - N2. - P. 209 - 214.

63. Деформационное упрочнение монокристаллов Ni3(Fe, Cr). H.T. Травина, E.B. Угарова, E.E. Сочилин, А.А. Никитин // ФММ. 1981. -т.51. - вып.1. - с. 188 - 192.

64. Temperature and orientation dependence of the yield strength of Ni3(Al, W) / T. Saburi, T. Hamana, S. Nenno, H.-r. Pak // Japanese Journal of Applied Physics. 1977. - V. 16. - N 2. - P. 267-272.

65. Kuramoto E., Pope D. P. The orientation dependence of the yield stress of №з(А1, W) // Acta Met. 1978. - V.26. - N2. - P. 207 - 210.

66. The orientation and temperature dependence of the yield stress of Ni3(Al,Nb) single crystals /Lall C., Shin S., Pope D. P. T. Saburi, T. Hamana, S. Nenno, H.-r. Pak // Met. Trans. (A). 1979. -V.10.-N9.-P. 1323-1332.

67. Mulford R. A., Pope D. P. The yield stress of Ni3(Al, W) // Acta Met. 1973. - V.21. - N10. - P. 1375- 1380.

68. Takasugi Т., Watanabe S., Izumi O., Fat Halla N. K. Plastic Flow of Ni3(Si, Ti) Single Crystals. //Acta Met. 1989.-V.37.-N12.-P. 3425-3436.

69. Takasugi Т., Hirakawa S., Izumi O., Ono S., Watanabe S. Plastic Flow of Co3Ti Single Crystals. // Acta Met. 1987. V.35, - N8. - P. 2015 - 2026.

70. Takasugi Т., Yoshida M. Strength anomaly and dislocation structure at 4.2 К in Ni3(Si, Ti) Single Crystals // Phil. Mag. A. 1990. V.65. -N.3. - P. 613 - 624.

71. Kim M. S., Hanada S., Watanabe S., Izumi O. Orientation Dependence of Deformation and Fracture Behavior in ofNi3(Al,Ti) Single Crystals at 973 K. // Acta Met. 1988. V.36. - N11. - P. 2967-2978.

72. Kim M. S., Hanada S., Watanabe S., Izumi O. Strength and Fracture of Single Crystalline Ni3(Al, Ti) and Ni3(Al, Та) Intermetallic Compounds at 290 K. // Acta Met. - 1988. - V.36. - N9. - P. 2615 -2626.

73. Kim M. S., Hanada S., Watanabe S., Izumi O. Temperature and Orientation Dependence of the Deformation and Fracture in of NiysAhoTis Single Crystals. // Acta Met. 1988. V.37. - N5. - P. 1465-1474.

74. Kim M. S., Hanada S., Watanabe S., Izumi O. Temperature and Orientation Dependence of the Deformation and Fracture Boron Doped of NiyeAligTis Single Crystals. // Met. Trans. (A). -1990.-V.21.-P. 107-115.

75. Kim M. S., Earthman. High temperature deformation and fracture mechanisms in a dedritic №зА1 alloy. // Acta Metall. Mater. 1994. - V.42. - N.3. - P. 679 - 687.

76. Masahashi N., Takasugi Т., Izumi O. Mechanical Properties of N13AI Containing С, В and Be.// Acta Met. 1988. V.36. - N7. - P. 1823 - 1836.

77. Jack J.Z., Srolovits D.J., Chen S.P. A Model for the Behavior of Polycrystalline Ni3Al // Sripta Met. 1986.-V.20.-P. 1699-1704.

78. Masahashi N., Takasugi Т., Izumi O. Hydrogen Embrittlement of Pseudobinary LI2 — Type №з(А1о.4Мпо.6) Intermetallic Compound. // Met. Trans. A. 1988. V. 19. - P. 353 - 357.

79. Takasugi Т., Masahashi N., Izumi O. Improved Ductility and Strength of Ni3Al Compound by Beryllium Addition. // Scripta Met. 1986. V.20. - P. 1317 - 1321.

80. Miller M.K., Horton J.A. Site occupation Determinations by APFIM for Hf, Fe, and Co in N13AI. // Scripta Met. 1986. V.20. -P.l 125- ИЗО.

81. Mishima Y., Ochiai S., Hamao N., Yodogawa M., Suzuki T. Solid Solution Hardening of №зА1 with Ternary Additions. // Transactions of Japan Institute of Metals. 1986. V.27. - N.9. - P.648 -655.

82. Liu C.T., White C.L., Horton J.A. Effect Boron on Grain Boundaries in N13AI. // Acta Met. 1985. - V33. - N.2. - P.213 - 229.

83. Liu C.T. B.F. Oliver. Effect of Grain Shape on Environmental in №зА1 tested at elevated Temperatures. // J. Mater. Res. 1989. V.4. - N.2. - P. 294 - 299.

84. Languillaume J., Chmelik F., Kapelski G., Bordeaux F., Nasarov A.A., Canova G., Esling C., Valiev R.Z., Baudelet B. Microstructures and Hardness of Ultrafine grained №3AI // Acta Metall. Mater. 1993. - V.41. - N. 10. P. 2953 - 2962.

85. Carro G., Flanagan F. Microstructural observations in Rapidly Solidified and Heat - Treated Ni3Al - Cr Alloys. // Acta Metall. Mater. 1992. - V40. - N.8. - P. 1809 - 1817.

86. Bontemps C., Veyssiere P., Saada G. Surface conditions and the 0.2% Flow Stress in M3AI Single Crystals. // Scripta Met. 1990. V.24. - P. 2385 - 2390.

87. Choudhury A., Mukherjee A.K. Superplasticity in an N13AI base Alloy with 8 wt% Cr. // J. Material science. 1990. V25. - P. 3142 - 3148.

88. Izumi O., Takasugi T. Mechanisms of Ductility Improvement in LI2 compounds. // J. Mater. Res. 1988. V.3. - N.3, - P. 426 - 440.

89. Takasugi Т., Rikukawa S. Hanada S. The Boron Effect on Superplastic Deformation of Ni3(Si, Ti) Alloys // Scripta Met. 1991. V.25. - P. 889 - 894.

90. Конева H. А., Коротаев А. Д. Болынанина M. А. Штейн С.Г. О деформационном упрочнении и температурной зависимости механических свойств тройных упорядоченных сплавов II. // Известия ВУЗов. Физика. 1967. №1. - С. 38-45.

91. Miura S., Mishima Y., Suzuki Т. The CRSS for Octahedral Slip in of Ni3(Al,X) Single Crystals at Elevate Temperature. // J. Metallkde. -.1989. V.80. - N.l. - P. 164 - 169.

92. Miura S., Mishima Y., Suzuki T. Solid Solution Hardening in Ni3(Al,X) Single Crystals. // J. Metallkde. 1989. - V.80. - N.l. - P. 48 - 52.

93. Т., Mishima Y., Miura S.Plastic Behavior in Ni3(Al, X) Single Crystal Temperature, Strain -rate, Orientation and Composition. // JSU International. 1989. - V.29. - N.l. - P. 1 - 23.

94. Miura S., Mishima Y., Suzuki T. Activation energy for the strength anomaly in Ni3(Al, X) single crystals. / Z. Metallkunde. 1980. - V.80. - N2. - P. 112 - 117.

95. Ezz S.S., Hirsch P.B. The strain rate sensitivity of the flow stress and the mechanism of deformation of single crystals of Ni3(Al,Hf)B. // Phil. Mag. A. 1994. - V.69. - N.l. - P. 105 -127.

96. Taunt R. J., Ralph B. Observation of the fine structure of superdislocations Ni3Al by field-ion microscopy // Phil. Mag. 1974. - V.30. - N6. -P. 1379 - 1394.

97. H.-r. Рак, Т. Saburi, S. Nenno T. The temperature dependence of the yield stress in Ni3Ge single crystals. // Mechanical Behavior of Material: Proc. Inter. Symp. of Mech. Behavior of Mater. Soc. Mater. Science. Japan. - 1974. - V.2. -P. 23 - 30.

98. Pak H.-r, Saburi Т., Nenno S. The effect on the temperature dependence of yield stress in the Ni3Ge single crystals // Trans. JIM. 1978. - V.19. - N1. -P. 35 - 42.

99. Рак H.-r, Saburi Т., Nenno S. The temperature and orientation dependence of the yield stress in Ni3Ge single crystals // Trans. JIM. 1977. - VI8. - N9. -P. 617 - 626.

100. Cross slip in (Ni,Co)3Ge single crystals with Ll2 structure / H.-r. Рак, Т. Saburi, S. Nenno Т., Т. Ujiro //Scripta Met. - 1979. - V.13. - N12. - P. -1171 - 1175.

101. Ueta S., Jumonji K., Kanazawa K., Kato M. Sato A. Cube Slips and Anomalous Strengthening in Ni3Ge Single Crystals. // Phil. Mag. 1997. - V.75. - N. 2. - P. 563 - 585.

102. Температурная зависимость механических свойств монокристаллов сплавов Ni3Ga и Ni3Ge / В.А. Старенченко, B.C. Кобытев, JI.A. Теплякова, JI.E. Попов // ФММ. 1979. -т.47. - N1. -с. 188- 193.

103. Suzuki Т., Оуа J., Wee D.N. Transition from positive to negative temperature dependence of the strength in Ni3Ge Fe3Ge solid solution // Acta Met. - 1980. - V.28. - N3. - P. 301 - 310.

104. Suzuki Т., Оуа J., Ochiai S. The Mechanical Behavior of Nonstoichiometric Compound Ni3Si, Ni3Ge and Fe3Ga. // Met. Trans. A 1984. - V. 15. - P. 173 - 181.

105. Температурная зависимость предела текучести сплава Ni3Al / JI.E. Попов, И.В. Терешко, Р.С. Минц, Ю. С. Малков // Изв. ВУЗов. Физика. -1971. №2. - Р. 68 - 74.

106. Aoki К., Izumi О. Orientation and temperature dependence of the flow stress in the intermetallic compound NisGe single crystals // Journal of Material Science. 1978. - V. 13. - N11. - P. 2313 -2320.

107. Takeuchi S., Kuramoto E. Temperature orientation dependence of yield stress in Ni3Ga single crystals // Acta Met. 1973. - V.21. - N4. - P. 415 - 425.

108. Howe L. M., Rainville M., Schulson E.M. Transmission electron microscopy investigations of ordered Sr3Al // Journal of nuclear materials. 1974. - V.50. - P. 135 - 154.

109. Schulson E.M. Plastic flow of ordered Sr3Al // Journal of Nuclear Materials. 1975. - V57. - P. 98-102.

110. Schulson E.M. Flow and fracture Sr3Al // Inter. Metals Revies. -1984. V.29. - N3. - P. 195 -209.

111. Schulson E.M. Roy E. M. The Yield of the Lb Phase Sr3Al // Journal of Nuclear Materials. -1974.-V.50.-P. 139- 154.

112. Schulson E.M., Baker I. On slip transmission across grain boundaries and the brittle to ductile transition in Ni3Al and other Ll2 alloys.// Scripta Met. 1991. - V.25. - P. 1253 - 1258.

113. Дислокационная структура упорядоченного сплава Ni3Ga / JI.H. Буйнова, B.C. Кобытев, JI.E. Попов, B.A. Старенченко // ФММ. ~ 1982. -т.53. вып.6. - с. 1209 - 1217.

114. Pak H.-r, Saburi Т., Nenno S. The deformation mechanisms of superlattice intrinsic stacking faults in Ni3Ga // Scripta Met. 1976. V.10. -P. 1081 - 1085.

115. Staton Bevan А. Е., Rawlings R. D. Dislocation structure in deformed single crystal Ni3(Al, Ti) // Phil. Mag. - 1975. - V.32. - N4. - P. 787 - 800.

116. Травина Н.Т., Никитин А.А. Закономерности деформации и характер дислокационной структуры монокристаллов двухфазных сплавов на основе Ni3Al // ФММ. 1975. — т.39. -вып.6. - с. 1257 — 1262.

117. Травина Н.Т., Никитин А.А. Дислокационная структура монокристаллов Ni3Al при различных температурах и степенях деформации // ДАН СССР. 1975. - т.220. - N2. - с. 328 - 330.

118. Thornton Р.Н., Davies R.G., Johnston Т. L. The temperature dependence of flow stress of gamma prime phases having the Ll2 // Met. Trans. 1970. - V.l. - P. 549 - 550.

119. Thornton P.H., Davies R.G., Johnston T. L. The temperature dependence of flow stress of the phase based upon Ni3Al // Met. Trans. 1970. - V. 1. - P. 207 - 218.

120. Baldan A. Dislocation structures Aluminium Rich Ni3(Al, Ti) and Ni3(Al, Hf) // Phys. Stat. Sol. (a). - 1983. - V.75. - N2. - P. 441 - 449.

121. Chou С. Т., Hirsch P. B. Anti phase boundary tubes in Ni3Al // Nature. - 1982. - V.300. - P. 621 -623.

122. Umakoshi J., Pope D. P., Vitek V. The asymmetry of the flow stress in Ni3(Al, Та) single crystals // Acta Met. 1984. - V.32. - N3. - P. 449 - 456.

123. Ezz S. S., Pope D. P., Paidar V. The tension/compression flow stress asymmetry in Ni3(Al, Nb) single crystals // Acta Met. 1982. - V.30. - N5. - P. 921 - 926.

124. Rawlings R. D., Staton Bevan A. E. The alloying behavior and mechanical properties of polycrystalline Ni3Al (y' - phase) with ternary additions // Journal of Material Science. - 1975. -V.10.-P. 505 -514.

125. Shoshi К. Непрерывный ряд твердых растворов типа Lb квазидвойной системы Ni3Al — Co3Ti // Tetsu to hagane J. Iron and Steel Inst. JaP. 1981. - V.67. - N5. - P. 603 - 608.

126. Corey C. J., Lisowsky B. Phase decomposition in near Ni3Al alloys // Trans of the Metallurgy Society of AIME. 1967. - V.239. - P. 239 - 247.

127. Veyssiere P. Weak beam study of dislocation moving in 100 planes at 800° С in Ni3Al // Phil. Mag. A. - 1984. - V.50. - N2. - P. 189 - 203.

128. Влияние температуры испытания на деформационное упрочнение моно- и поликристаллов сплава Ni3Fe / Н. А. Конева, JI.A. Теплякова В. А. Старенченко, Э. В. Козлов В. С. Кобытев // ФММ. -1980. т.49. - вып.З. - с. 620 - 629.

129. Sastry S. L. Н., Ramaswami В. Work hardening of ordered Cu3Au // Phil. Mag. 1975. -V32. -N4.-P. 801-813.

130. Sastry S. L. H., Ramaswami B. Plastic deformation of Cu3Au single crystals containing alumina particles. / Acta Met. 1975. - V.23. - P. 1517 - 1527.

131. Victoria M., Vidoz A.E. Tensile behavior upon ordering of Ni3Fe single crystals./ Phys. Stat. Sol. 1968.-V.28.-P. 131-144.

132. Влияние температуры на дислокационную структуру упорядоченного сплава Ni3(Fe, Сг) / Н. А. Конева, В. Ф, Есипенко, Э. В. Козлов, А.С. Тайлашев, Б.Д. Демьянов, Л.Е. Попов // Изв. Вузов. Физика.- 1975.-№11.-с. 118-123.

133. Шаркеев Ю.П., Козлов Э.В. Количественные закономерности картины линий скольжения в поликристаллическом сплаве Ni3Fe. // Физика деформационного упрочнения сплавов и сталей. Томск: Изд-во ТГУ. - 1980. - с. 96 - 100.

134. Шаркеев Ю.П., Конева Н. А., Козлов Э.В. Эволюция картины линий скольжения в процессе деформации в поликристаллическом сплаве NisFe. // Изв. Вузов. Физика. 1979. - №11. - с. 24-29.

135. Шаркеев Ю.П., Козлов Э.В., Конева Н. А. Картина линий скольжения, ее количественные характеристики и плотность дислокаций в сплаве №зРе. // Упорядочение атомов и свойства сплавов. Киев: Наукова Думка. - 1979. - с. 254 - 256.

136. Davies R.G., Stoloff N.S. Strain hardening of ordered FCC alloys. / Phil. Mag. 1964. - V.9. -N.97. - P. 349 - 354.

137. Conservative Jog slip on superdislocations and work hardening of ordered alloys / L. E. Popov, Yu. P. Sharkeev, N. A. Koneva, N. A. Enshina, G. A. Perov // Phys. Stat. Sol. (a). - 1976. - V.37. -P. 701 -708.

138. Paidar V., Pope D. P., Vitek V. A theory of anomalous yield behavior in LI 2 ordered alloys // Acta Met. 1984. - V.32. - N3. - P. 435 - 448.

139. Wee D. M., Pope D. P., Vitek V. Plastic flow of Pt3Al single crystals // Acta Met. 1984. - V.32. -N2.-P. 829 -836.

140. Liang S. J., Pope D. P. The yield stress of Ll2 ordered alloys. // Acta Met. 1977. - V.25. - N5. -P. 485-493.

141. Гринберг Б. А., Горностырев Ю. H., Яковенкова Л. И. Термическое упрочнение упорядоченных сплавов типа Ll2. Экспериментальные данные и анализ дислокационных превращений. Свердловск, 1982. 54 с. / Препринт / УНЦ ИФМ АН СССР; 82/2/.

142. Гринберг Б. А., Горностырев Ю. Н., Яковенкова JI. И. Термическое упрочнение упорядоченных сплавов типа LI2 . Описание особенностей пластической деформации. Свердловск, 1982. -51 с./ Препринт / УНЦ ИФМ АН СССР; 82/3/.

143. Гринберг Б. А., Сюткина В. И. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов. Москва: Металлургия. 1985. - 176с.

144. Kuhlman Wilsdorf D. A., Wilsdorf Н. G. F. Production of point defect and jogs through dislocation uncertainly. // Acta Met. - 1962. - V.10. - N5. - P. 584 - 586.

145. Wee D. M., Suzuki T. The temperature dependence of hardness of LI2 ordered alloys // Trans. JIM. 1979.-V.20.-Nil.-P. 634-646.

146. New LI2 ordered alloys having the positive dependence of strength / D. M. Wee, O. Noguchi, J. Оуа, T. Suzuki // Tans. JIM. 1980. - V.21. - N4. - P. 237 - 247.

147. Фридель Ж. Дислокации. M: Мир, 1967. - 643 с.

148. Попов J1.E., Конева Н.А., Терешко И.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. М: Металлургия. 1979. - 255 с.

149. Yamaguchi M., Vitek V., Pope D. P. Planar faults in the LI2 lattice stability and structure. // Phil. Mag. A. 1981.-V.43.-N4. - P. 1027- 1044.

150. Dissociation and core structure of <110> screw dislocations in Ll2 ordered alloys. I. Core structure in unstressed crystals. / M. Yamaguchi, V. Paidar, D. P. Pope, V. Vitek. // Phil. Mag. A. -1982. V.45. - N5. - P. 867 - 882.

151. Dissociation and core structure of <110> screw dislocations in LI2 ordered alloys. II. Effect of an applied shear stress / V. Paidar, M. Yamaguchi, D. P. Pope, V. Vitek. // Phil. Mag. A. 1982. -V.45. - N5. - P. 883 - 894.

152. Лаврентьев Ф.Ф. Деформационное упрочнение и его связь с видом дислокационного взаимодействия. // Физика деформационного упрочнения сплавов и сталей. Томск: Изд-во ТГУ.- 1980.-с. 9-33.

153. Попов JI. Е., Терешко И. В. Температурно-скоростная зависимость механических свойств интерметаллического соединения. // Изв. вузов. Физика. -1971. №10. - с. 63 - 67.

154. Температурно-скоростная зависимость механических свойств интерметаллического соединения №зА1. / JI. Е. Попов, И. В. Терешко, Н. А. Конева, Г.А. Перов. // Изв. вузов. Физика. -1971.-№10.-с. 39-45.

155. Попов JI. Е., Козлов Э. В., Конева Н.А., Еныпина Н.А. Деформационное упрочнение сплавов со сверхструктурой Lb. // ФММ. -1974. т.38. вып. 2. - с.58 - 66.

156. Влияние температуры испытания на деформационное упрочнение моно и поликристаллов сплава Ni3Fe. / Н.А. Конева, JI.A. Теплякова, В.А. Старенченко и др.// ФММ. 1980. -т.49. -№3. - с. 620 - 629.

157. Влияние размера зерен на деформационное упрочнение упорядочивающегося сплава №зРе. / С.П. Жуковский, Н.А. Конева, B.C. Кобытев и др. // Изв. ВУЗов. Физика. 1981. -№2. - с. 35-37.

158. Эволюция дислокационной структуры и стадии пластического течения поликристаллического железо никелевого сплава. / Н.А. Конева, Д.В. Лычагин, С.П. Жуковский и др. // ФММ. - 1985. - т.60. - вып. 1, с. 171-179.

159. Marcinkowski H.J., Chessin Н. Relation between flow stress and atomic order in FeCo alloys. // Phil. Mag. 1964. -V.10. - P. 837 - 846.

160. Температурная зависимость механических свойств упорядоченного твердого раствора Ni3Mn. II. Деформационное упрочнение. / Л.Е. Попов, Э.В. Козлов, Н.А. Александров, С.Г. Штейн. // ФММ. 1966. - т.21. - вып.6. - с. 171 - 119.

161. Гмурман В. Е. Теория вероятностей и математическая статистика. М.: Высшая школа. -1977,-479 с.

162. Конева Н. А., Козлов Э. В. Природа субструктурного упрочнения. // Изв. вузов. Физика. -1982. №8.-с. 3-14.

163. Попов JI. Е., Кобытев В. С., Ковалевская Т. А. Пластическая деформация сплавов. М.: Металлургия. 1984. - 182с.

164. Solly В. Winguist G. A note on the yield stress behavior of №зА1. // Scandinavian Journal of Metallurgy. 1973. - V.2. - N2. - P. 183 - 186.

165. Гориостырев Ю. H., Гринберг Б. А., Яковенкова Л. И. Различные типы расщепления сверхдислокаций в упорядоченных сплавах со сверхструктурой Ll2. // ФММ. 1981. - V.51. -вып.2. - с. 422 - 430.1.

166. Горностырев Ю. Н., Гринберг Б. А., Яковенкова Л. И. Собственные превращения сверхдислокаций и температурные особенности пластического поведения упорядоченных сплавов со сверхструктурой L12.// ФММ. -1981. -т.51. вып.4. - с. 867 - 877.

167. Вол А.Е. Строение и свойства двойных механических систем. М.: Изд-во физ. - мат. литературы. - 1962. -т.2. - с. 616- 616.

168. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Черных Л. Г. Феноменологическая теория термического упрочнения сплавов со сверхструктурой Ll2 / Совет инж. строит, ин - та. - Томск. - 1984. -31 с. - Рукопись деп. в ВИНИТИ 12.12.85. - №9009. - В85.

169. Абзаев Ю. А., Старенченко В. А. Количественное изучение эволюции дислокационной структуры интерметаллида NiaGe при множественной ориентации // Пластическая деформация сплавов. Томск: Изд-во ТГУ. - 1986. - с. 202 - 209.

170. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Старенченко С. В. Влияние температуры на разрушение монокристаллов NiaGe // Пластическая деформация сплавов. Томск: Изд-во ТГУ .- 1986. -с. 210-218.

171. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Черных Л.Г. Аномальная температурная зависимость механических свойств сплавов со сверхструктурой LI2. // Физика прочности и пластичности металлов и сплавов: Материалы II Всесоюзн. конф., Куйбышев. -1986. с. 254 - 255.

172. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А. Потеря устойчивости однородной пластической деформации сплава NiaGe // Физика прочности и пластичности металлов и сплавов: Материалы II Всесоюзн. конф., Куйбышев. 1986. - с. 203.

173. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Черных Л. Г. Феноменологическая теория термического упрочнения сплавов со сверхструктурой LI2 / Металлофизика. 1987. - т.9. - N2. - с. 22 - 28.

174. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Конева Н. А. Потеря устойчивости однородной пластической деформации монокристаллов NiaGe // ФММ. 1987. -т.64. - вып.6. - с. 1178 - 1182.

175. Влияние температуры на механические характеристики и дислокационную структуру сплава NisGe. / Ю. А. Абзаев, В. А. Старенченко, Н. А. Конева, Э. В. Козлов // II совещ. по тепловой микроскопии. ДСП. 1987. - с. 71.

176. Влияние температуры на эволюцию дислокационной структуры и характер разрушения сплава Ni3Ge. / Ю. А. Абзаев, В. А. Старенченко, С. В. Старенченко // II совещ. по тепловой микроскопии. ДСП. 1987. - с. 73.

177. Абзаев Ю. А., Старенченко В. А. Термическое упрочнение сплавов со сверхструктурой LU-/12 совещ. по тепловой микроскопии. ДСП. 1988. - с. 131.

178. Экспериментальный анализ механизмов торможения дислокаций в монокристаллах NisGe при температурном и силовом воздействии. / Ю. А. Абзаев, В. А. Старенченко, Н. А. Конева, Э. В. Козлов. //12 совещ. по тепловой микроскопии. ДСП. 1988. - с. 133.

179. Абзаев Ю. А., Старенченко В. А., Конева Н. А. Эволюция дислокационной структуры и разрушение монокристаллов интерметаллида NisGe. / YI конф. "Физика разрушения". Киев. -1989.-c.135.

180. Термическое упрочнение и эволюция дислокационной структуры монокристаллов сплава Ni3Ge. / В. А. Старенченко, Ю. А. Абзаев, Н. А. Конева, Э. В. Козлов. // ФММ. 1989. - т.68. - вып.З. - с.595 - 601.

181. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А. Влияние скорости деформации на деформирующие напряжения в монокристаллах Ni3Ge. / Тез. докл. Y Всесоюзн. Сем. "Структура дислокации и мех. свойства металлов и сплавов". 1990. - ч.2. - с. 137.

182. Эволюция дислокационной структуры в монокристаллах Ni3Ge. / В. А. Старенченко, Ю. А. Абзаев, Н. А. Конева, Э. В. Козлов. // Тез. докл. Y Всесоюзн. Сем. "Структура дислокации и мех. свойства металлов и сплавов". 1990. - ч.2. - с.141.

183. Фрактальные свойства в порошках диоксида циркония. / Ю. А. Абзаев, Н. В. Дедов, Ю. Ф. Иванов, А. В. Пауль. // Стекло и керамика. 1992. - №3. - с. 20 - 23.

184. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А. Температурная зависимость параметров междислокационного взаимодействия в монокристаллах NisGe. / Металлофизика. 1991, №2. - с. 131-136.

185. Thermal hardening and evolution of Ni3Ge single crystal dislocation structure. / N. A. Koneva, U.A. Abzaev, V. A. Starenchenko, E. V. Kozlov. // Proc. Of the 9th Inter. Conf. On the Strength of Metall and Alloys. Haifa. Jsrael. 1991. - P. 345 - 350.

186. Kear В. H., Hornbecker M. F. Etch pite at dislocation sites in Ni3Al // Transactions of the Amer. Soc. Metals 1965.-V.58.-N1.-P. 102- 104.

187. Kear В. H. Dislocation configurations and work hardening in Cu3Au crystals // Acta Met. 1964. - V.12. -N5. - P. 555 - 569.

188. Kear В. H. Cross slip, antiphase defects and work hardening in ordered Cu3Au. / Acta Met. 1966. -V.14.-P. 659-677.

189. Kear В. H., Wilsdorf H.G.F. Dislocation configurations in plastically deformed polycrystalline Cu3Au crystals // Trans. Metallurg. Soc. AIME. 1962. - V.224. - N2. - P. 382 - 386.

190. Kear B.H. Clustering of slip bands in Cu3Au crystals. / Trans. Of AIME. 1962. - V.224. - P.669 -673.

191. Предводителев А. А. Анализ возможностей построения теории упрочнения из опытов по дислокации // Физика дислокационного упрочнения монокристаллов. Киев: Наукова Думка, - 1972. - с. 74 - 94.

192. Ковалевская Т.А. Исследование деформационного упрочнения сплавов системы Ni А1 в (у + у') - фазовой области: Автореф. дис. канд. физ. - мат. наук. - Томск. - 1976. - 21 с.

193. Altintas S., Morris J.W. Computer simulation of dislocation slides. II. CoMnarison with experiments / Acta Met. 1986. - V.34. - N5. - P. 809 - 816.

194. Den Otter J., Van den Benkel A. Flow stress and activation volume of some cold worked copper - based solutions // Phys. Stat. sol. (a). - 1979. - V.55. - N3. - P. 785 - 792.

195. Бернер P., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. М.: Мир. - 1969. -271 с.

196. Иванов Ю. Ф., Гладышев С.А., Козлов Э.В. Структурные оценки предела текучести высокопрочной конструкционной стали // Пластическая деформация сплавов. Томск: Изд-во ТГУ.- 1986.-с. 152- 163.

197. Линейцев В.Н., Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д. Асимметрия критических скалывающих напряжений в дисперсно твердеющих сплавах с упорядоченной по типу Ll2 фазой. I. Сплав Си - Ni - А1 // ФММ. - 1986. -т.61. - вып.5. - с. 955 - 962.

198. Линейцев В.Н., Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д. Асимметрия критических скалывающих напряжений в дисперсно твердеющих сплавах II. Сплавы с низкой энергией дефекта упаковки Со - Ni - Ti // ФММ. - 1986. -т.62. - вып.1. - с. 155- 160.

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

200. Sirek H.W., Gray III G.T. Deformation of polycrystalline Ni3Al at high strain rates and elevated temperatures. // Acta metall. Mater. 1993. - V.41. - N.6. - P. 1855 - 1860.

201. Salama K., Shaikh F., Roberts J.M. Microstrain and electron micrographic slip line studie of ordered and disordered Cu3Au. // Acta Met. 1971. - V.l9. - P. 395 - 404.

202. Вестбрук Дж. X. Механические свойства металлических соединений. Обзор литературы. М.: ГНТИ. -1962. -с. 300.

203. Носова Г.И., Полякова Н.А. Влияние упорядочения в сплаве Ni3Mn на величину критических скалывающих напряжений. // ФММ. 1977. - n/35. - N.3, - с.542 - 546.

204. Milligan W.W., Antolovich S.D. The mechanisms of cross slip in Ni3Al. // Met. Trans. A. 1989. -V.20.-P.2811 -2818.

205. Molenat G., Caillard D. Investigations of dislocation mechanisms in Ni3Al at different temperatures: in situ straining experiments in a transmission electron microscope. // Phil. Mag. A. — 1994. V.69. - N.5. - P. 939 - 959.

206. Kear В. H., Giamei A. E., Silcock J. M., Ham R. K. Slip and climb processes in y' precipitation hardened nickel rase alloys. // Scripta Met. - 1968. - V.2. - P. 287 - 294.

207. Hsiung L. M., Stoloff N. S. Low energy dislocation structures in cyclically deformed Ni3Al single crystals. // Acta Metall. Mater. - 1994. - V.42. - N. 4. - P. 1457 - 1467.

208. Chou С. Т., Hirsch P. H. Computer simulation of the motion of screw dislocations in Ni3Al. // Phil. Mag. A. 1993. - V68. - N.6. - P. 1097 - 1128.

209. Hirsch P. H. Kear Wilsdorf locks, jogs and the formation of antiphase - boundary tubes in Ni3Al. // Phil. Mag. A. - 1996. - V.74. - N.4. - P. 1019 - 1040.

210. Baluc N., Karnthaler H. P., Mills M. J. ТЕМ observation of the fourfold dissociation the determination of the fault energies in Ni3(Al, Та). // Phil. Mag. A. 1991. - V.64. - N.l. - P. -137 -150.

211. Lours P., Coujou A., de Mauduit B. On the high temperature stress - induced spreading of superlattice intrinsic stacking faults in y' nickel- based single crystals. // Phil. Mag. A. - 1990. -V.62.-N.2.-P. 253-266.

212. Takeuchi S., Suzuki K., Ichihara M. Anomalous temperature dependence of the strength of nickel- based intermetallic compounds with the LI2 structure. // Trans. JIM. 1979. - V.20. — P. 263 — 268.

213. Baker I., Schulson E. M. The effect of temperature on dislocation structures in Ni3Al. // Phys. Stat. Sol. (a).- 1985.-V.89.-P. 163 172.

214. Liu Y., Takasugi Т., Izumi O., Ohta H. Weak beam observation on Shockley partials in a Ni3(Al, Ti) single crystal. // Phil. Mag. Letters. - 1988. - V.58. - N.2. - P. 81 - 85.

215. Korner A. Exhaustion of a101. (111) slip to explain the strength anomaly in Ni3(Al, Ti). // Phil. Mag. A. 1991. - V.63. - N.3. - P. 407 - 421.

216. Korner A. Cross slip phenomena in LI2 long range ordered alloys. // Acta metall. mater. - 1994. -V.42.-N.5.-P. 1695- 1702.

217. Ezz S. S., Hirsch P. B. The operation of Frank Read sources, yield stress reversibibility and the strain - rate dependence of the flow in the anomalous yielding regime of LI2 alloys. // Phil. Mag. A. - 1995. - V.72. - N.2. - P. 383 - 402.

218. Vidoz A. E. On some models of work hardening of superstructures. // Acta Met. 1965. - V.13. -P.1099 - 1101.

219. Korner A., Karnthaler H. P., Hitzenberger C. Transmission electron microscopy study of cross -slip of Kear Wilsdorf locks in Ll2 ordered Ni3Fe. // Phil. Mag. A. - 1987. - V.56. - N.l. - P. 73 -88.

220. Кимиясу С., Тору И. Температурная зависимость энергии дефекта упаковки в ГЦК сплавах. // Нихон киндзоку гаккай кайхо. Bull. Jap. Inst. Metals. 1980. - т.19. - N.8 - P. 604 - 606.

221. Shemenski R. M. Thermal activation of a dislocation source. // Trans. Amer. Soc. Metals. 1965. -V.58. -N. 3.-P. 360-377.

222. Link Т. Locking of super Shockley partials in the super alloy SRR99 after creep at 1033 K. // Sripta Met. et Materialia. - 1994. - V.31. - N. 6. - P. 671 - 676.

223. Brown G, Т., Smallman R. E., Morris D. G. The identification of slip on the primary {001} plane in ordered Cu3Au by ТЕМ. // Phys. Stat. Sol. (a). 1980. - V.62. - P. 283 - 292.

224. Liu Y., Takasugi Т., Izumi O., Takahasi Т. ТЕМ investigation of dislocation in LI2 type Co74Ni3Ti23 single crystals. // Phil. Mag. A. - 1989. - V.59. - N.2. - P. 437 - 454.

225. Liu Y., Takasugi Т., Izumi O., Takahasi Т. ТЕМ investigation of dislocation and planar faults in deformed (CO, Ni)3Ti single crystal. // Acta Metall. 1988. - V.36. - N.l 1. - P. 2959 - 2966.

226. Karnthaler H. P., Schugerl B. Dislocation structures in plastically deformed, disordered Ni3Fe. // Strength Metal and alloys. Proc. 5th Int. Conf. Aachen 1979 et. Toronto e.a. 1980. - V.l. - P. 205-210.

227. Mills M. J., Chrzan C. Dynamical simulation of dislocation motion in LI2 alloys. // Acta metall. Mater. 1992. - V.40. - N.l 1. - P. 3051 - 3064.

228. Barnett D. M., Yaney D. L. Line tension, inverse energy ploys and dislocation instabilities. // Scripta Met. 1986. - V.20. - P. 787 - 788.

229. Quesnel D. J., Isou. A glide induced mechanism of dipole loop annihilation. // Scripta Met. -1980. V.14. - N.8. - P. 935 - 938.

230. Hsiung L. M., Stoloff N. S. Mechanisms of cyclic strain hardening in Ni3Al + В single crystals. // Acta Metall. Mater. 1992. - V.40. - N. 11. - P. 2993 - 3001.

231. Hsiung L. M., Stoloff N. S. Point defect model for fatigue crack initiation in Ni3Al + В single crystals. // Acta Metall. Mater. 1992. - V.38. - N. 6. - P. 1191 - 1200.

232. Fang J., Schulson E. M., Baker I. The dislocation structure in Ll2 ordered Ni3Ge. // Phil. Mag. A. 1994. - V.70. - N.6. - P. 1013 - 1025.

233. Ngan A. H. W., Jones I. P., Smallman R. E. The abnormal negative temperature dependence of yield strength in the Ll2 compound Fe3Ge. // Phil. Mag. A. 1992. - V.65. - N.4. - P. 1003 -1020.

234. Pak H. г., Saburi Т., Nenno S. Temperature and orientation dependence of the yield stress in Ni3Ge single crystals. // Нихон киндзоку гаккай си. О. Jap. Inst. Metals. - 1975. - V.39. - P. 1215-1222.

235. Veyssiere P., Horton J. A., Yoo M. H., Liu С. Т. APB dragging in Ni3Al deformed at intermediate temperature. // Phil. Mag. Letters. 1988. - V.57. - N. 1. - P. 17 - 23.

236. Suzuki K., Kuramoto E., Takeuchi S., Ichihara M. In situ observation of formation of stacking faults in Ni3Ga by stretching thin foils in an electron microscope. // Japanese Journal of Applied Physics. - 1977. - V.l6. - N. 6. - P. 919 - 923.

237. Suzuki H. A mechanisms of formation of dislocation dipoles in face centered cubic crystals. // J. Phys. Soc. Japan. - 1965. - V.20. - N. 9. - P. 1639 - 1647.

238. Gilman J. J. Debris mechanisms of strain hardening. // Journal of Applied Physics. - 1962. -V.33.-N. 9.-P. 2703-2709.

239. Brown N., Herman M. Interaction of dislocation and long range order. // Transaction AIME -1956.-V.206.-P. 1353- 1354.

240. KOKC Ю. Ф. Статистическая теория упрочнения сплавов. // Физика прочности и пластичности. /М.: Металлургия. 1972. - С. 117 - 132.

241. Аргон А. С. Статистическая теория легкого скольжения (стадия II). // М.: Металлургия. -1972.-С. 186-214.

242. Дорн Дж., Гай от П., Стефански Т. Неоднородность движения дислокации через произвольно распреденные точечные препятствия. / М.: Металлургия. 1972. - С. 107 - 116.

243. Kocks U. F. Statistical treatment of penetrable obstacles. // Canad. J. Phys. 1967. - V.45. - P. 737-755.

244. Kocks U. F. Statistical theory of flow stress and work hardening. // Phil. Mag. 1966. - V. 13. - P. 541 -566.

245. Струнин Б. M. О распределении внутренних напряжений при случайном расположении дислокаций. // Физика твердого тела. 1967. - т.9. - N.3. - С. 805 - 812.

246. Brandon D. G., Komem Y. Quantitative analysis of dislocation distributions. // Metallography. 1970.-V.3.-P. 111-126.

247. Argon A. S., East G. A statistical theory for easy glide. // Trans. JIM 1968. - V.9. - P.756 - 767.

248. Акулов H. С., Шукевич А. К. О применении статистической теории дислокаций к выводу основных соотношений для кривых упрочнения. // ДАН БССР. 1963. - т.7. - N7. - С. 453 -455.

249. Saito К., Bozkur R. О., Мига Т. Dislocation stress in a thin film due to the periodic distributions of dislocations. // J. Appl. Phys. 1972. - V.43. - N.l. - P. 182 - 188.

250. Северденко В. П., Гурский JI. И., Точицкий Э. И., Чапланов А. М. Распределение плотности дислокаций при пластической деформации металлов. // Металл. И Терм. Обработка Металлов. 1965.-Т.1.-С. 49-56.

251. Schliph J. Thermally activated motion of dislocations in a field of randomly distributed obstacles. // Phys. Stat. Sol. (a). 1982. - V.74. - P. 529 - 544.

252. Bonetti E., Evangelista E., Gondi P. Experimantal observations on link distribution and supersaturation during creep of Al. // Phys. Stat. Sol. (a). 1981. - V.63. - P. 645 - 653.

253. Ananthakrishna G., Sahoo D. A statistical theory dynamics with application to creep LiF. // J. Phus. D.: Appl. Phys. -1981. V.14. - P. 699 - 713.

254. Конева H.A., Козлов Э.В. Закономерности субструктурного упрочнения. // Изв. ВУЗов. Физика. 1981. - №3. - С. 56 - 70.

255. Конева Н.А., Козлов Э.В. Структурные уровни пластической деформации и разрушения. / Под ред. В.Е. Панина. Новосибирск: Наука. - 1990. - С. 89 - 1-6.

256. Иванова Н.Ю., Старенченко В.А. Закономерности развития деформационного рельефа и дислокационной структуры в глубокодеформированных монокристаллах Ni и сплавах на его основе // Физика прочности и пластичности. Куйбышев. 1986. - С. 82 - 83.

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

258. Иберла К. Факторный анализ. М.: Статистика., 1980.

259. Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В., Козлов Э.В., Чернышев А.И., Ермолаев А.П. Расчеты сдвиговых напряжений в монокристаллах сплава NijGe // Изв.ВУЗов. Физика. 1995. - №6. - С. 48-53.

260. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М.: Мир, - 1972. - 643 с.

261. Виртман Дж., Виртман Дж. // Физическое металловедение. Дефекты кристаллического строения. Механические свойства металлов и сплавов / Под ред. Р. Кана. М.: Мир. -1968. -Вып.З.-С. 149-215.

262. Миркин Л. И. Физические основы прочности и пластичности. М.: Изд - во МГУ. - 1968. -538 с.

263. Мак Лин Д. Механические свойства металлов. М.: Металлургия. - 1965. - 431 с.

264. Ван Бюрен. Дефекты в кристаллах. М.: Изд во иностранной литературы. - 1962. - 584 с.

265. Судзуки Т., Ёсинага X., Такеути С. Динамика дислокаций и пластичность. М.: Мир. -1989.-294 с.

266. Баренблатт Г.И. Подобие, автомодельность, промежуточная асимптотика. — JL: Гидрометеоиздат, 1982.-255 с.313.3ельдович Я. Б., Соколов Д.Д. Фрактали, подобие, промежуточная асимптотика. // УФН. -1985. т. 146. - вып.З. - с.493 - 506.

267. Н.Иванова B.C., Встовский Г.В. Механические свойства металлов и сплавов с позиции синергетики: Итоги науки и техники. Металлы и термическая обработка. М.:ВИНИТИ, -1990. - т.24, - с.48 - 98.

268. Е. Е. Underwood, К. Banerji. Invited rewiew fractals in fractography. // Material Science and Engineering. 1986. - V.80. - c.l - 14.

269. Мосолов А.Б. Динаров О.Ю. Автомодельность и фрактальная геометрия разрушения. // Пробл. прочности. 1988. - №1. с.З - 7.

270. Zhang S.-z., Lung C.-w. Fractal dimension and fracture toughness. // J. Phys. D: Appl. Phys. -1989.-V.22.-c. 790-793.

271. Федер E. Фракталы. / Изд во МИР. - 1991. - 260 с.

272. Mu Z. Q., Lung C.W. Studies on the fractal dimension and fracture tuoghness of steel. // J. Phys. D: Appl. Phys. 1988. - V.21. - c. 848 - 850.

273. Richards L. E., Dempsey B.D. Fractal characterization of fractured surfaces in Ti 4.5 A1 - 5.0 Mo - 1.5 Cr (Corona 5). // Scripta Metallurgica. - 1988. - V.22. - c. 687 - 689.

274. Tsallis C., Maynard R. On the geometrical interpretation of fracton and fractal dimensioanity. // Physics Letters A.- 1988.-V.129.-N.2.-c. 117-120.

275. Rosenfield A. R. Fractal mechanics. // Scripta Metallurgica. 1987. - V.21. - P.1359 - 1361.

276. Hornbogen E. Fractal analysis of grain boudaries in hot worked poly - crystals. // Z. Metallkde. - 1987. - V.78. - N9. - c. 622 - 625.

277. Mecholsky J. J., Mackin T. J. Fractal analysis of fracture in Ocala chert. // Lournal of Materials Science Letters. 1988. - V.7. - с. 1145 - 1147.

278. Huang L. J., Liu В. X. Ding J. R., Li H. D. Multifractal characteristics of magnetic microspere aggregates in thin films. // Physical Review B. - 1989. - V.40. - N.l. c. 858 - 861.

279. Смирнов Б.И. Дислокационная структура и упрочнение кристаллов. JL: Изд — во НАУКА, 1981.-235 с.

280. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский Э.П., Горная И.Д., Васильев. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов. К.: Изд - во Наукова думка. -1987.-248 с.

281. Ройтбурд A.JI. Физические модели деформационного упрочнения кристаллов. / В сб.: Физика деформационного упрочнения. Под ред. В.И. Старцева. К.: Изд - во Наукова думка. -1972.-c.5-21.

282. Виртман Дж., Виртман Дж. Физическое металловедение. Дефекты кристаллического строения. Механические свойства металлов и сплавов / Под ред. Р. Кана и П. Хаазена М.: Металлургия. - 1987.-Т.З.-С. 132.

283. Lomer J. N., Rozenberg H. M. The detection of dislocation by the temperature heat conductivity measurements. // Phil. Mag. 1959. - V.4. - N.340. - P. 467 - 483.

284. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов C.A. Физические основы прочности тугоплавких металлов. К.: Изд - во Наукова думка. - 1975. - 315 с.

285. Lavrentev F.F. The type of dislocation interaction as the factor determing work hardening. // Mat. Sci. and Eng.- 1980.-V. 16.-P. 191 -208.

286. Предводителев A.A. Современное состояние исследований дислокационных ансамблей. // Проблемы современной кристаллографии. М.: Наука. -1975. - С. 265 - 275.

287. Luft A. The correlation between dislocation structure and work hardening behaviour of molybdenum single crystals deformed at 293K. // Phys. Stat. Sol. 1970. - V.42. - P.429 - 440.

288. Пуарье Ж. П. Высокотемпературная пластичность кристаллических тел. М.: Металлургия. -1981-272 с.

289. Ambrosi P., Homeier W., Schwincnk Ch. Measurement of dislocation density in 100. and [111] copper single crystals with high relative accuracy. // Scr. Met. 1980. - V.14. - P. 325 - 329.

290. Kuhlman Wilsdorf D. A critical test theories of work - hardening for the case of drawn iron wire. // Met. Trans. - 1970. - V.l. - P. 3173 - 3179.

291. Taylor G. I. The mechanism of plastic deformation of crystals. Part I. Theoretical. // Proc. Roy. Soc. A. 1934. - V.145. - P. 362 - 287.341 .Mott N. F. The work hardening of metals. // Trans. AIME. 1960. - N6. - P. 962 - 968.

292. Seeger A., Diehl J., Mader S., Rebstock H. Workhardening and worksoftening of face centered cubic metal crystals. // Phil. Mag. - 1957. - V.2. - N.l5. - P. 323 - 350.

293. Айвазян C.A., Бежаева З.И., Староверов О.Ц. Классификация многомерных наблюдений, // М.: Статистика. 1974. - 239 с.

294. Харман Г. Современный факторный анализ. // М.: Статистика. 1972. - 486 с

295. Справочник по прикладной статистике./ Под ред. Ллойда Э., Ледермана У., Айвазяна С.А., Тюрина Ю.Н.// М.: Финансы и Статистика. 1990. — 526 с.

296. Гухман А.А. Введение в теорию подобия. / М.: Высшая школа. 1973. - 295 с.

297. Иносов В.Л., Антонюк Л.С., Черепина И.С., Минаев Ю.Н. Вычислительная техника в экономических расчетах./ К.: Вища школа. 1978. - 278 с.

298. Solli В., Winguist G. A note on the yield stress behaviour of Ni3Al. // Scandinavian Journal of Metallurgy. 1973. - V.2. - N4. - p. 183 - 186.

299. Келли А., Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах. / Изд во МИР. - 1974. - 496с.

300. Попов Л.Е., Старенченко В.А., Кобытев B.C. // ФММ. 1977. -т.43. - №1. - с.131 - 136.

301. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций: Пер. с англ. М.: Мир. 1972. - 402 с.

302. Попов Л.Е., Старенченко В.А., Колупаева С.Н. // Моделирование в механике. 1989. - т.З -№5. -с.93 - 117.

303. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Попов Л.Е. Динамика дислокаций и термическое упрочнение в сплавах со сверхструктурой LI2. // Изв. Вузов. Физика. 1996. - №2. - с.57 - 61.

304. Альшиц В.И., Инденбом В.Г. Динамика дислокаций.//Киев: Наукова Думка. 1978. - 220 с.

305. Старенченко В.А., Ю.А.Абзаев, Соловьева Ю.В., Козлов Э.В. Термическое упрочнение монокристаллов Ni3Ge. // ФММ. 1995. - т.79. - вып.1. - с. 147-155.

306. Старенченко В.А., Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В., Э.В. Козлов. Температурная ориентационная зависимость напряжений течения монокристаллов Ni3Ge // В кн. "Актуальные проблемы прочности" (тезисы докладов, ч.П). Н. Новгород. 1994. - с. 102.

307. Крамер Г. Математические методы статистики. // М.: МИР. 1975. — 648 с.

308. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. // М.: Металлургия. 1984. -280 с.

309. Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисклинации в кристаллах. // Л.: Наука. 1986. - 223 с.

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

311. Штремель М.А. Прочность сплавов. 4.1. Дефекты решетки. // М.: Металлургия. 1982. — 277 с.

312. Иванова B.C., Шановский А.А. Количественная фрактография. Усталостное разрушение. // Челябинск.: Металлургия. 1988. - 399 с.

313. Попов Л.Е., Пудан Л.Я., Колупаева С.Н., Кобытев B.C., Старенченко В.А. Математическое моделирование пластической деформации. // Изд во ТГУ. - 1990. - 184 с.

314. Бендат Дж., Пирсол А. Измерение и анализ случайных процессов. -М.: МИР. 1974. - 463с.

315. Панин В.Е., Лихачев В.А., Гриняев Ю.В. Структурные уровни деформации твердых тел. Новосибирск: Наука, 1985. - 229 с.

316. Иванова B.C., Баланкин А.С., Бунин И.Ж., Оксогоев А.А. Синергетика и фракталы в материаловедении. М.: Наука. 1994. - 383 с.

317. Хакен Г. Информация и самоорганизация. Макроскопический подход к сложным системам. Мир. 1991.-240с.

318. Путилов К.А. Термодинамика. Наука. 1971. - 375с.

319. Магазинников Л.Е. Курс лекций по теории вероятности. Томск: Изд-во ТГУ, 1989. - 211с.

320. Абзаев Ю.А., Пауль А.В., Потекаев А.И. О роли фрактальной размерности в полях внутренних напряжений монокристаллов Ni3Fe. // Изв.ВУЗов. Физика. 1995. - т.38. - №1. - С. 34 -37.

321. Абзаев Ю.А., Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Потекаев А.И, Козлов Э.В. Анализ фрагментации деформации в монокристаллах NisGe. // ПМТФ. 1998 - т.39. - №1. — С. 154 -159.

322. Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В., Потекаев А.И. Распределение локальных напряжений в монокристаллах Ni3Ge. // Изв.ВУЗов. Физика. 1997. - т.40. - №3- С. 87 - 92.

323. Клопотов А.А., Абзаев Ю.А., Тайлашев А.С. Фазовые переходы порядок беспорядок и структурные переходы ОЦК - ГЦК в сплавах Си - 40ar.%Pd под действием пластической деформации. // Вестник ТГУ. - 2000 - т.5. - вып.2-3. - С. 244 - 246.

324. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Козлов Э.В, Шпейзман В.В., Николаев В.И., Смирнов Б.И. Эволюция дислокационной структуры при деформации монокристаллов сплава Ni3Ge разной ориентации. // ФТТ. 1998. - т.40. - №4! - с. 81 - 89.

325. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А. Накопление дислокаций и термическое упрочнение в сплавах со сверхструктурой Lb. // ФТТ. 1999. - т.41. - №3. - с. 454 - 460.

326. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А. Модель термического упрочнения в сплавах со сверхструктурой Lb. / Вестник ТГУ. 1998 - т.З. - вып.З. - С. 260 - 262.

327. J. Gil. Sevillano, Е. Bouchand, L. Р Kubin. The fractal nature of gliding dislocation lines. / Scripta Met. 1991.-V.25.-p. 355-360.

328. Ландау Л.Д., Лившиц Е.М. Теория упругости. М.: Наука. 1987. - 246с.

329. Balk Т. J., Kumar М., Hemkyz К. J. // Acta Met. 2001. - V.49. - Р.1725 - 1736.

330. Чумляков Ю.И. Wang J., Ефименко С.П., Киреева И.В., Бражникова Л.В., Сурикова Н.С.,Панченко Е.Ю. Ориентационная зависимость механических свойств в монокристаллах Ni3Al. // ДАН. 2000. - т.З71. - №6. - С. 766 - 796.

331. Ezz S. S., Pope D. P., Vitek V. Asymmetry of plastic flow in Ni3Ga single crystals // Acta Met. -1987. V.35. - N7. - P. 1879- 1885.

332. Yu H.F., Jones I.P., Smallman. The effect of temperature, composition and strain rate on the deformation micro structure of Ni3Al // Phil. Mag. A. -1994. V.70. - N.6. - P.951 - 967.

333. Balk T.J., Kumar M., Mryasov O.N. Freeman A. J., Hemker K.J. Characterizing deformation mechanisms in Ni3Ge Fe3Ge intermetallic alloys. Materials Research Society. // Mat. Res. Symp. Proc. 1999. - V.552. - P. kklO.8.1 - kklO.8.7.

334. Matterstock В., Conforto E., Kruml Т., Bonneville J., Martin J.L. E. Effect of off stoichiometry on the deformation behavior of Ni3Al binary polyciystals. Materials Research Society. // Mat. Res. Symp. Proc. 1999. - V.552. - P. kkl0.3.1 - kklO.3.7.

335. Yamaguchi M., Umakoshi Y., Yamane T. Plastic deformation of Ni2AlTi. // Phil. Mag. A. 1984.- V.50.-N.2.-P. 205-220.

336. Дударев Е.Ф., Бакач Г.П., Овчаренко B.E., Любивой В.П., Бармина Е.Г. Природа температурной зависимости пластичности поликристаллического интерметаллида Ni3Al. // Изв. Вузов. Физика. 1994. - №. 11. С.80 - 89.

337. Baker I., Huang В., Schulson Е.М. The effect of Boron on the lattice properties of Ni3Al. // Acta Met. 1988. - V. 36. -N.3. - P. 493 - 499.

338. Taub A.I., Briant C.L. Composition dependence of ductility in Boron doped nickel - base Lb alloys. // Acta Met. - 1987. - V. 35. -N.7. - P. 1597- 1603.

339. Weins T.P., Zinoviev V., Viens D.V., Schulson E.M. The strength, hardness and ductility of Ni3Al with and without Boron. // Acta Met. 1988. - V. 35. - N.5. - P. 1109 - 1118.

340. Yoo M.H. On the theory of anomalous yield behavior of Ni3Al effect of elastic anisotropy. // Scripta Met. - 1986. - V.20. - P.915 - 920.

341. Yoo M.H. Stability of superdislocations and shear faults in Ll2 ordered alloys. // Acta Met. 1987.- V.35.-N.7.-P.1559- 1569.

342. Hirsch P. H. A new theory of the anomaly yield stress in LI2 alloys. // Phil. Mag. A. 1992. -V.65. - N.3. - P.569 - 612.

343. Ngan A. H. W. A simple string model for annihilation of antiphase boundary tubes in intermetallic compounds. // Phil. Mag. A. - 1995. - V.71. - N.3. - P.725 - 734.

344. Paxton A.T. The role of planar fault energy in the yield anomaly in LI2 intermetallics. // Phil. Mag. A. 1998. - V.78. - N.l. - P.85 - 103.

345. Saada G., Veyssiere P. Motion under stress of a screw superdislocation in the in Ll2 structure. // Phil. Mag. A. 1994. - V.70. - N.6. - P.925 - 942.

346. Morris D.G. APB relaxation at superdislocations in ordered alloys and anomalous strengthening. // Scripta Met. et Mat. 1992. - V.26. - P.733 - 738.

347. Pak H.-r., Hsiung L.-M. Cyclic deformation behaviour of Ni3Ge single crystals at room temperature. // Phil. Mag. A. 1986. - V.53. - N.6. - P.887 - 896.

348. Dirras G.F., Douin J., Gamier A.P. Relating the mechanical properties of a pseudo binary a LI2 alloy to the deformation induced microstructure. // Materials Science and Engineering. - 2001. -A.319 -321. -P.372-374.

349. Farkas D., Savino E.J. Computer simulation of dislocation core structure in Ni3Al using local volume dependence potentials. // Scripta Met. 1988. - V.22. - P.557 - 560.

350. Vegge Т., Leffers Т., Pedersen O.B., Jacobsen K.W. Atomistic simulations of jog migration on extended screw dislocations. // Materials Science and Engineering. 2001. - A.319 - 321. - P. 119- 123.

351. Bassani J.L., Ito К., Vitek V. Comlex macroscopic plastic flow arising from non-planar dislocation core structures. // Materials Science and Engineering. 2001. - A.319 - 321. — P.97 -101.

352. Korner A. On interactions of superlattice dislocations in №з(А1, Ti). // Phil. Mag. A. 1992. -V. 66. -N.l. -P.103 - 118.

353. Korner A. Weak-beam study of superlattice dislocations moving on cube planes in №з(А1, Ti) deformed at room temperature. // Phil. Mag. A. 1988. - V.58. - N.3. - P.507 - 522.

354. Korner A. Octahedral cross slip in №з(А1, Ti) deformed at -196°C temperature. // Phil. Mag. Letters. - 1992. - V.65. - N.4. -P.195 -201.

355. Korner A. Incomplete Kear Wilsdorf barriers in Ni3(Al, Ti). // Phil. Mag. Letters. - 1992. -V.66. -N.3.-P.141-145.

356. Veyssiere P., Douin J. Dislocations with <100> Burgers vectors in №зА1. // Phil. Mag. A. 1985. - V.51. - N.2. - P.LI - L4.

357. Douin J., Beuchamo P., Veyssiere P. Climb dissociation on {310} planes in nearly stoichiomeric Ni3Al. // Phil. Mag. A. - 1988. - V.58. - N.2 - P.923 - 935.

358. Rong T.S., Jones I.P., Smalman R.E. Cube plane superdislocation networks in crept polycrystalline Ni3Al. // Phil. Mag. A. 1994. - V.69. - N.3 - P.597 - 613.

359. Chou C.T., Hazzledine P.M., Hirsch P.B., Anstis G.R. Formation of antiphase-domain tubes in B2 ordered alloys by cross slip and annihilation of screw dislocations. // Phil. Mag. A. - 1987. -V.56. - N.6 - P.799 - 813.

360. Vanderschaeve G. Determination of the fault energies in LI2 alloys. // Phil. Mag. A. — 1987. -V.56. N.6-P.689-701.

361. Paidar V., Molenat G., Caillard. Dynamic dissociations of <101> dislocations in LI2 alloys. // Phil. Mag. A. 1992. - V.66. - N.6 - P.1183 - 1194.

362. Feller-Kniepmeier M., Scheunemann-Freeker G. On the configuration of superlattice dislocation pairs in the oedered Ll2 structure. // Phil. Mag. A. 1987. - V.56. - N.6 - P.689 - 701.

363. Bonnet R., Loubradou M., Derder C., Catana A. The core structure of a Frank dislocation in Ni3(Al,Nb) // Scripta Met. et Mat. 1991. - V.25. - P.95 - 98.

364. Duesbery M.S., Louat N.P., Sadanada K. The mechanics and energetics of cross-slip. // Acta Metall. mater. 1992. - V.40. - N.l. - P. 149 - 158.

365. Nabarro F.R.N. The effects of the core structure of dislocations: the case of Ll2 alloys. // Solid State Phenomena. 1994. - V.35-36. P.19 - 32.

366. Korner A. The temperature dependence of the antiphase boundary energy in Ni3Fe I.The equilibrium value. // Phil. Mag. A. 1990. - V.61. - N.6. - P.905 - 915.

367. Korner A. The temperature dependence of the antiphase boundary energy in Ni3Fe II.The evolution kinetics. // Phil. Mag. A. 1990. - V.61. - N.6. - P.917 - 928.

368. Dirras G., Beuchamp P. Weak beam study of the dislocation micro structure of p - CuZn deformed in the temperature domain of plastic anomaly. // Phil. Mag. A. - 1992. - V.65. - N.4. -P.815 - 828.

369. Wu Z.L., Pope D.P., Vitek V. Plastic deformation of chromium — modified Lb Al3Ti II. Weakbeam transmission electron microscopy study of dislocation structures. // Phil. Mag. A. — 1994. -V.70. N.l. -P.171 - 183.

370. Hirsch P. H. A new theory of the anomaly yield stress in LI2 alloys. // Scripta Met. et Materialia. -1991. V.25. - P.1725 - 1730.

371. Saada G., Veyssiere P. The dissociation of screw superdislocation in the in LI2 structure. // Phil. Mag. A. 1992.- V.66.-N.6.-P.1081 - 1103.

372. Tichy G., Vitek V., Pope D.P. Theory od the temperature dependent plastic flow in Ll2 alloys with unstable APBs on {111} planes. // Phil. Mag. A. - 1986. - V.53. - N.4. - P.485 - 494.

373. Louchet F. Stress anomaly in LI2 alloys: the 'extended locking/ unzipping' model. // MateralScience and Engineering. 1997. - V.A234 - 236. - P.275 - 278.

374. Tichy G., Vitek V., Pope D.P. Core structure and motion of <110> screw dislocations in LI2 alloys with unstable antiphase boundaries on {111} planes. // Phil. Mag. A. 1986. - V.53. - N.4. - P.467 -484.

375. Царегородцев А.И., Горлов H.B., Демьянов Б.Ф., Старостенков М.Д. Атомная структура антифазной границыи ее влияние на состояние решетки вблизи дислокации в упорядоченных сплавах со сверхструктурой Ll2. // ФММ. т.58. - вып. 2. - С.336 - 343.

376. Bhate N., Kumar S., Philips R., Clifton R.J. Dislocation dynamics in Ni3Al: Experiments andcomputations. // Mat. Res. Soc. Sym. Proc. 1999. - V.552. P.kklO.lO.l - kkl0.10.6.

377. Demura M., Hirano T. Orientation effect on the stress response by strain rate change at 400K in Ni3Al single crystals. // Mat. Res. Soc. Sym. Proc. - 1999. - V.552. - P.kkl 0.4.1 - kkl0.4.6.

378. Chran D.C., Uchic M.D., Nix W.D. Size scaling in the self immortalization of superdislocations in the Ll2 compounds displaying the yield strength anomaly. // Mat. Res. Soc. Sym. Proc. - 1999. -V.552.-P.kkl0.5.1 -kklO.5.4.

379. Messerschmidt U., Bartsch M., Guder S., Haussler D. Dislocation dynamics during the deformation of intermetallic alloys and the flow stress anomaly. // Mat. Res. Soc. Sym. Proc. — 1999. V.552. - P.kklO.9.1 - kklO.9.6.

380. Nabarro F.R.N. A dislocation model which reproduces some of the plastic properties of Lb alloy single crystals. // Scripta Met. et Mat. 1991. - V.25. - P.739 - 743.

381. Sleeswyk A.W. On 'the stability of superdislocations'. // Scripta Met. 1988. - V.22. - P.l 15 -116.

382. Vitek V., Sodani Y. A theory of the temperature and strain rate dependence of the yield stress of Lb compounds in the anomalous regime. // Scripta Met. et Mat. 1991. - V.25. - P.939 - 944.

383. Paidar V., Pope D. P., Yamaguchi H. Structural stability and deformation behavior of LI 2 ordered alloys // Acta Met. 1981. - V. 15. - N.3. - P.l029 - 1031.

384. Beuchamp P., Douin J., Veyssiere P. Dependence of the antiphase boundary energy upon orientation in the Ll2 structure. // Phil. Mag. A. 1987. - V.55. - N.5. - P.565 - 581.

385. Puschl W. The activation energy of cross-slip in LI2 ordered alloys. // Materials Science and Engineering. 2001. - V.A319 - 321. - P.266 - 269.

386. Jumonji K., Ueta S., Kato M., Sato A. Temperature dependence of the strain-rate sensitivity, work hardening and dislocation structure in Ni3Al single crystals. // Phil. Mag. A. 1994. - V.69. - N.6. -P.l 111-1124.

387. Louchet F. Flow stress anomalous, mobile dislocation exhaustion and strain rate sensitivity. // Phil. Mag. A. 1995. - V.72. - N.4. - P.905 - 912.

388. Veyssiere P., Westmacott K.H. In situ observation of partial dislocation climb in Ni3Al. // Phil. Mag. A. 1986. - V.53. - N.4. - P.563 - 581.

389. Veyssiere P., Guan D.L., Rabier J. Weak beam observation of dissociated dislocations in an LI2 ordered alloy deformed at the temperature of strength anomaly. // Phil. Mag. A. 1984. - V.49. -N.4. — P.45 - 54.

390. Chiba A., Shindo D., Hanada S. Site occupation determination of Pd in Ni3Al by alchemi. // Acta metall. Mater.-1991.-V.39.-N.1.-P.13-18.

391. Chrzan D.C., Erdonmez C.K. Dislocation dynamics in LI2 compounds displaying the yield strength anomaly: extracting scaling parameters from simulations. // Materials Science and Engineering. 2001.-V. A319 - 321.-P.31 - 36.

392. Rentenberger C., Karnthaler H.P. On the origin of work softening of №зА1 deformed alone 001. above the peak temperature. // Materials Science and Engineering. 2001. - V.A319 — 321. -P.347-351.

393. Caillard D. Yield-stress anomalies and high temperature mechanical properties of intermetallics and disordered alloys. // Materials Science and Engineering. - 2001. - V.A319-321.- P.74 - 83.

394. Morris D.G., Morris M.A> Antiphase domain boundaries and their importance for dislocation behaviour in Ni3Al based alloys. // Phil. Mag. A. 1990. - V.61. - N.4 - P.469-491.

395. Douin J., Veyssiere P., Beaucham P. Dislocation line stability in Ni3Al. // Phil. Mag. A. 1986. -V.54. - N.3 - P.375 - 393.

396. Pasianot R., Farkas D., Savino E.J. Core structure of straight dislocations in Ni3Al. // Scripta Met. et Materially 1990. - V.22. - P. 1669 - 1674.

397. Nembach E. Stacking- fault strengthening in F.C.C. alloys. // Scripta Met. 1986. - V.20. - P.763- 768.

398. Wu Z.L. Pope D.P., Vitek V. Plastic deformation of chromium modified Lb Al3Ti.I. Flow behaviour. // Phil. Mag. A. - 1994. - V.70. - N.l - P. 159 - 169.

399. Knight D.T. The climb behaviour of a dislocation which is pinner at two points. // Phil. Mag. A. -1989. V.59. - N.5 - P.1027 - 1044.

400. Ahmad M., Butt M.Z., Chaudhary S.A., Ghauri I.M. Anomalous yield in alloys at low temperatures. // Phil. Mag. A. 1986. - V.54. - N. 1 - P.L9 - LI 3.

401. Kawabata Т., Takasugi T. A theory for lattice cleavage of Lb type intermetallic compounds. // Phil. Mag. A. 1992. - V.65. - N.l - P.215 - 225.

402. Scheunemann- Freeker G., Feller-Kniepmeir M. Aplication of anisotropic elastic theory to the configuration of dislocation pairs in the Lb structure. // Scripta Met. et Materially 1990. - V.24 -P.1381 - 1386.

403. Kratochvil J., Orlova A. Instability origin of dislocation substructure. // Phil. Mag. A. 1990. -V.61. -N.2-P.281 -290.

404. Takeuchi S., Suzuki K., Maeda K. Stacking fault energy of II - VI compounds. // Phil. Mag. A.- 1984. V.50. - N.2 - P.171 - 178.

405. Chiba A., Hanada S. Formation mechanisms of SISF bounding dislocations in cold - rolled Ni3Al. // Phil. Mag. A. - 1994. - V.69. - N.4 - P.751 - 765.

406. Chen C.-Y., Stobbs W.M. Bithell E.G. The weak-beam contrast of overlapping stacking faults. // Phil. Mag. A. 1995. - V.72. - N.5 - P. 1173 - 1188

407. Mizuhima S. Dislocation model of liquid structure. // Journal of the Phhasical Society of Lapan. -1086. V. 15. - N.l. - P.70 - 77.

408. Kurlmann-Wilsdofr D. Theory of melting // Physical Reviuw. 1965. V. 140. - N.5A. - P.1599 -1610.

409. Zhu Y., Saka H. Effect of prestrain on the strength anomaly in p brass. // Phil. Mag. A. 1986. -V.54.-N.6.-P.783-792.

410. Гринберг Б.А., Иванов М.А., Горностырев Ю.Н., Яковенкова Л.И. Аномалии температурной зависимости деформационных характеристик упорядоченных сплавов со сверхструктурой Ll2. // ФММ. 1978. - т.46. - вып.4. - С. 813 - 839.

411. Baker I., Schulson Е.М., Horton J. A. In situ straining of №зА1 in a transmission electron microscope. // Acta Met. - 1987. - V.35. - N.7. - P. 1533 - 1541.

412. Bonda N.R., Pope D.P., Laird C. Cyclic deformation of №з(А1, Nb) single crystals at ambient and elevated temperatures. // Acta Met. 1987. - V.35. - N.9. - P.2371 - 2383.

413. Nabarro F.R.N. The dependence of activation enthalpy on stress in shear processes. // Acta metall. Mater. 1991. - V.39. -N.2. - P. 187 - 189.

414. Wu Y.P., Tso N.C., Sanchez J.M., Tien J.K. Modeling of ternary site occupation in Ll2 ordered intermetallics. // Acta Met. 1989. - V.37. - N.9. - P.2835 - 2840.

415. Попов Л.Е., Кобытев B.C., Старенченко В.А., Баумгартен М.И. Температурная зависимость сопротивления движению краевых сверхдислокаций. // ФММ. -.1980. т.49. - вып.4. - С. 867-873.

416. Yoshida М., Takasugi.T. Dislocation structure in Ni3(Si,Ti)l single crystals deformed on {001} slip. // Phil. Mag. A. 1992. - V.66. - N.l - P.89 - 102.

417. Yoshida M., Takasugi.T. The effect of temperature on dislocation structure in Ll2 type Ni3(Si,Ti)l single crystals. 11 Phil. Mag. A. - 1992. - V.65. - N.l - P.41 - 52.

418. Molenat G., Caillard. In sity observation of <110> edge and screw dislocations gliding in cube planes of Ni3Al. // Phil. Mag. A. 1992. - V.65. - N.6 - P.1327 - 1338.

419. Scheunemann-Freeker G., Gabrisch H., Feller-Kniepmeier M. Dislocation microstructure in a single-crystal nickel-based superalloy after tensile testing at 823K in the 001. direction. // Phil. Mag. A. 1992. - V.65. - N.6 - P.1353 - 1368.

420. Ngan A.H.W. A new model for dislocation kink-pair activation at low temperatures based on the Peirls — Nabarro concept. //Phil. Mag. A. 1999. - V.79. -N.7 -P.1697 - 1720.

421. Гринберг Б.А., Яковенкова Л.И. Незавершенное поперечное скольжение сверхдислокации в упорядоченном сплаве типа СизАи. // ФММ. 1973. - т.36. — вып.6. - С. 1166 - 1176.

422. Гринберг Б.А., Яковенкова Л.И. Термоактивированные процессы в упорядочении сплавах. / Динамика дислокаций. К.: Наукова думка. 1975. - С. 92 - 97.

423. Greenberg В. A., Ivanov М.А., Gornostirev Yu.N. Some aspects of plastic deformation theory with an account for thermally activated dislocation transformations. // Phys.Stat.Sol. (a). 1976. - V.38. - P.653 - 662.

424. Yamaguchi M., Umakoshi Y., Yamane T. Plastic deformation of the intermetallic compound Al3Ti. // Phil. Mag. A. 1999. - V.79. - N.7 - P. 1697 - 1720.

425. Zhang S., Milligan W.W., Mikkola D.E. Distinguishing superdislocation dissociation mechanisms in Ll2 crystal structure. // Phil. Mag. A. 1999. - V.79. - N.7 - P. 1697 - 1720.

426. Bonda N.R., Pope D.P., Laird C. The dislocation structures of №з(А1, Nb) single crystals fatigued at ambient and elevated temperatures. // Acta Met. 1987. - V.35. - N.9. - P.2385 - 2392.

427. Hazzledine P.M., Yoo M.H., Sun Y.Q. The geometry of glide in №зА1 at temperature above the flow stress peak. // Acta Met. 1989. - V.37. -N129. - P.3235 - 3244.

428. Абзаев Ю.А. Фрактальная размерность плотности дислокаций в монокристаллах NisGe. / Вестник ТГАСУ. -2002. №1. -С.5 - 12.

429. Гринберг Б.А., Иванов М.А. Интерметаллиды №зА1 и TiAl: Микроструктура, деформационное поведение. / Екатеринбург. УрО РАН. - 2002. - 359 с.

430. Абзаев Ю.А., Клопотов А.А., Иванова О.В. Анализ эволюции распределения дислокаций с деформацией в монокристаллах NisGe. / Доклады СО АН ВШ. 2003. - №1. - С.6 - 11.

431. Абзаев Ю.А. Эволюция распределения дислокаций при деформации в монокристаллах 1 Ni3Ge. / Изв.ВУЗов. 2003. - №5. - С.65 - 69.

432. В. А.Старенченко, С. В. Старенченко, С. Н. Колупаева, О. Д. Пантюхова. Генерация точечных дефектов в сплавах со сверхструктурой Ll2. / Изв.ВУЗов. 2000. - №1. — С.66 — 70

433. В. С. Кобытев, JI. Е. Попов. Теория пластической деформации сплавов. / Структура и пластическое поведение сплавов. Т.: Изд-во ТГУ. 1983. - С. 45 - 73.

434. А.А. Предводителев, О.А. Троицкий. / Дислокации и точечные дефекты в гексагональных металлах. М.: Атомиздат. 1973. - 200 с.