Закономерности и механизмы локализации деформации с переориентацией кристаллической решётки в металлических сплавах тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

ЛИТОВЧЕНКО Игорь Юрьевич

ЗАКОНОМЕРНОСТИ И МЕХАНИЗМЫ ЛОКАЛИЗАЦИИ ДЕФОРМАЦИИ С ПЕРЕОРИЕНТАЦИЕЙ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЁТКИ В МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВАХ

01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск - 2003

Работа выполнена в Сибирском физико-техническом институте при Томском государственном университете и Институте физики прочности и материаловедения СО РАН.

профессор, доктор физ.-мат наук, зав. лаб. физики структурных превращений Института физики прочности и материаловедения СО РАН Тюменцев А. Н

профессор, доктор физ.-мат наук, зав. кафедрой высшей математики Томского государственного архитектурно-строительного университета Старенченко В.А. кандидат физ.-мат наук, ст. научн. сотрудник Института физики прочности и материаловедения СО РАН Гришков В.Н.

Ведущая организация: Институт физики металлов УрО РАН,

г. Екатеринбург

Защита состоится "27"ноября 2003 г. в 14:30 часов на заседании диссертационного совета Д 212.267.07 при Томском государственном университете по адресу: 634050, г. Томск, пр. Ленина 36.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Томского государственного университета

Автореферат разослан' " октября 2003 г.

Учёный секретарь диссертационного совета доктор физико-математических наук

ст. научн. сотрудник 4М&" И. В. Ивонин

Научный руководитель:

Официальные оппоненты:

2оо$ - Д 17115-

Общая характеристика работы

Актуальность работы. Явления локализации деформации и механического двойникования играют важную роль в процессах пластической деформации металлических материалов, часто определяют технологические режимы их обработки и контролируют процессы разрушения изделий в различных условиях эксплуатации. К настоящему времени накоплен достаточно большой экспериментальный материал по феноменологии этих явлений в различных материалах и условиях деформации. Предложен ряд физических и структурных механизмов формирования полос локализации и двойников деформации. Однако до сих пор во многих случаях эти механизмы не способны удовлетворительно описать физические закономерности указанных выше явлений или выявить их физическую природу. Последнее в полной мере относится к полосам локализации деформации (ПЛД) с переориентацией кристаллической решетки на большие (десятки градусов) углы и двойникам деформации, формирующимся в плоскостях со сложными индексами в сплавах на основе никелида титана. Отсутствие адекватных физических и структурных механизмов формирования указанных выше дефектных субструктур обусловлено, в первую очередь, коллективным (кооперативным) характером их формирования, не сводящимся к традиционным дислокационным механизмам деформации. Тем не менее, большинство обсуждаемых в настоящее время механизмов образования полос локализации и двойников деформации основаны именно на дислокационных механизмах пластического течения. Между тем, даже привлечение представлений о частичных дисклинациях или их диполях, как коллективных носителях ротационной моды деформации, не может объяснить такую важную особенность ПЛД, как высокоугловой характер переориентации с существованием преимущественных векторов разориентации.

В этой ситуации необходима разработка новых физических подходов к проблеме поведения материалов в условиях интенсивных внешних воздействий. При этом наиболее перспективным является анализ обсуждаемых явлений на основе учета коллективных эффектов в ансамблях элементарных дефектов и поиск новых высокоэнергетических носителей и механизмов деформации и переориентации кристалла.

Целью диссертационной работы является: экспериментальное исследование условий, закономерностей и механизмов формирования ПЛД с высокоугловым характером переориентации кристаллической решётки в материалах с разным уровнем фазовой стабильности (аустенитаые стали разного класса, сплавы на основе №зА1); разработка и теоретическое обоснование физических и структурных моделей и атомных механизмов деформации и переориентации кристалла в этих полосах; разработка новых механизмов механического двойникования в сплавах на основе никелида титана.

Для достижения этой цели в работе решались следующие задачи:

1. Электронномикроскопическое исследование дефектной субструктуры на стадиях деформации, предшествующих появлению первых полос локализации деформации. Изучение характерных для этих стадий особенностей разориентированных субструктур с дискретными и непрерывными разориентировками, плотности дислокаций, особенностей микродвойниковых и мартенситных субструктур. Для аустенитных сталей, являющихся основным объектом исследований данной работы, ставилась задача изучения эволюции дефектной субструктуры, механизмов деформации и переориентации кристалла на указанных выше стадиях.

2. Исследование феноменологии образования и кристаллогеометрических особенностей высокоугловой компоненты переориентации кристаллической решётки на границах ПЛД с определением векторов переориентации в различных материалах и условиях деформации. Электронномикроскопические исследования тонкой дефектной субструктуры внутри и в окрестности ПЛД - определение величины скалярной плотности дислокаций, изучение особенностей фрагментации кристалла с формированием малоугловых дискретных границ разориентации внутри полос, высоко 'НЩСТЩЩ »Й^Й'ЩЙ^

субструктур с высокой

кривизной кристаллической решётки. Анализ на основе полученных данных полей локальных внутренних напряжений в зонах локализации деформации.

3. Сравнительное исследование и анализ закономерностей формирования и микроструктуры ПЛД по представленным в п.п. 1-2 направлениям в материалах с различным уровнем фазовой стабильности (аустенитные стали разного типа и сплавы на основе №зА1) и в различных условиях внешнего воздействия, в том числе, в условиях интенсивной пластической деформации (ИПД) кручением в наковальнях Бриджмена и на фронте ударных волн, генерируемых мощными ионными пучками (МИП).

4. Разработка структурных моделей и атомных механизмов пластической деформации и переориентации кристалла механизмами динамических (прямых плюс обратных мартенситных) фазовых переходов в полях высоких локальных напряжений в зонах локализации деформации. Теоретический анализ и расчёт тензоров деформации, матриц и векторов переориентации кристаллической решётки для различных вариантов этих превращений.

5. Экспериментальное и теоретическое исследование закономерностей формирования микроструктуры и переориентации кристаллической решётки в ПЛД при холодной прокатке аустенитных сталей в условиях прямых плюс обратных мартенситных превращений в комбинации с явлением механического двойникования. Выявление закономерностей и анализ механизмов формирования в этих условиях субмикрокристаллических структурных состояний.

6. Теоретический анализ закономерностей переориентации кристаллической решётки в ходе прямых плюс обратных В2—>В19(В19')->В2 мартенситных превращений в Т1№ сплавах. Разработка на этой основе и с использованием экспериментальных данных других авторов физических и структурных моделей механического двойникования в этих сплавах, в том числе, по плоскостям со сложными ({113}, {332}, {225}) индексами.

Научная новизна

1. Впервые показано, что характерными особенностями ПЛД, формирующихся в аустенитных сталях и сплавах на основе №зА1, являются: дискретный спектр углов их переориентации с преимущественными значениями векторов переориентации 9 = 60°<110> и 9 = 35°<110>; высоконеравновесные структурные состояния с высокой кривизной кристаллической решётки; локальные внутренние напряжения, приближающиеся к теоретической прочности кристалла.

2. Предложен новый механизм деформации и переориентации решётки в ПЛД -механизм динамических фазовых переходов путём прямых плюс обратных (по альтернативным системам) мартенситных (в сталях - у-хх-уу) превращений в полях высоких локальных напряжений. Показана важная роль объёмной (типа Бейновской) моды деформации в реализации этого механизма. Введены представления о новых носителях деформации и переориентации кристалла - микрообъемах динамических (существующих лишь в процессе деформации) неравновесных фазово-структурных состояний.

3. Проведено теоретическое и экспериментальное изучение закономерностей взаимодействия ПЛД с двойниками деформации. С учётом указанного взаимодействия, фазовой нестабильности, снижения упругих модулей и (как результат) неустойчивости пластического течения в зонах превращений дислокационно-дисклинационными модами деформации проведён анализ механизмов формирования при холодной прока гке высокоазотистых аустенитных сталей нано- и субмикрокристаллических структурных состояний.

4. Показано, что в сплавах на основе никелида титана механизмом прямых плюс обратных (по альтернативным системам) В2-+В19—>В2 мартенситных превращений в единой модели описывается как механическое двойникование по плоскостям типа {112}, так и образование двойников деформации в плоскостях со сложными ({113}, {332}, {225}) индексами.

Научная и практическая значимость

1. Предложенные в диссертационной работе новые механизмы пластической деформации и переориентации кристаллической решётки имеют важное значение для анализа таких вопросов физики прочности и пластичности, как особенности поведения металлических материалов в условиях интенсивных внешних воздействий; атомные механизмы плзстического течения в условиях реализации мезоуровня деформации, в частности, в зонах мезоконцентраторов напряжений; физическая природа явлений потери устойчивости и локализации деформации; механизмы переориентации кристалла при больших деформациях, в том числе, при формировании наноструктурных состояний.

2. Практическая значимость полученных в работе результатов заключается в возможности их использования при разработке новых технологических методов механической обработки металлов и сплавов (прокатка аустенитных сталей, кручение в наковальнях Бриджмена, воздействие ударных волн), включая методы получения нанокристаллических и субмикрокристаллических материалов.

3. Разработанный в диссертации новый механизм механического двойникования в TiNi сплавах представляет значительный интерес для анализа как их особых функциональных свойств (память формы, сверхэластичность), так и характеристик прочности и пластичности.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Экспериментально найденные высокоугловые разориентировки полос локализации деформации в аустенитных сталях и интерметаллиде на основе N13AI с векторами разориентации 0 = 60° <110> и 9 » 35° <110>, высокой кривизной-кручением решетки, уровнем локальных внутренних напряжений до <тЛ(Ж « Е/30 -ь Е/40 и формированием в ПЛД субмикро- и нанокристаллических состояний.

2. Новый механизм деформации и переориентации кристалла - механизм динамических фазовых переходов путём прямых плюс обратных (по альтернативным системам) мартенситных превращений в полях высоких локальных напряжений. Важная роль объёмной (типа Бейновской) деформации превращения в реализации этого механизма. Представления о новых носителях деформации и переориентации кристалла - микрообъёмах динамических (существующих лишь в ходе деформации) неравновесных фазово-структурных состояний.

3. Закономерности влияния механического двойникования на особенности переориентации и дефектной субструктуры в ПЛД: расширение спектра высокоугловых разориентаций в этих полосах; формирование разориентированных наноструктур с малоугловыми границами; развитие комбинированных (двойникование + у—>а—»у превращения) механизмов образования нанокристаллических структурных состояний с высокоугловыми границами при прокатке высокоазотистых аустенитных сталей.

4. Предложенный механизм деформационного двойникования в сплавах на основе никелида титана - механизм прямых плюс обратных (по альтернативным системам) В2—»B19—»B2 мартенситных превращений для единого описания как процессов двойникования по плоскостям типа {112}, так и образования двойников деформации в плоскостях со сложными индексами.

Апробация работы. Материалы работы доложены и обсуждены: на NATO Advanced Research Workshop "Investigation and Application of Severe Plastic Deformation". - August 2-6, 1999. - Moscow, Russia; V Russian - Chinese international symposium "Advanced Materials and Processes". - July 27 - August 1, 1999. - Baikalsk, Russia; International Workshop "Mesomechanics: Foundations and Applications" (MESO'2001), March 26-28, 2001, Tomsk, Russia; XXXVII Международном семинаре "Актуальные проблемы прочности", 3-5 июля 2001 г., Киев, Украина; Международном семинаре "Мезоструктура", 4-7 декабря 2001 г., г. Санкт-Петербург, Россия; 1-ой Евразийской конференции "Прочность неоднородных структур" - Москва, МИСиС, 16-18 апреля 2002 г; 2nd International Conference on NANOMATERLALS BY SEVERE PLASTIC DEFORMATION "nano SPD2". Dec. 9-13, 2002, Vienna, Austria. Опубликованы тезисы в сборниках информационных материалов этих конференций.

Публикации. По материалам диссертации в центральных научных журналах опубликовано семь статей. Список основных публикаций приведён в конце автореферата.

Построение и объём диссертационной работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения и пяти приложений; содержит 46 рисунков, 6 таблиц и список цитируемой литературы из 128 наименований. Общий объём диссертации 191 страница.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении дана краткая характеристика современного состояния проблемы, обоснована актуальность разрабатываемой темы, сформулированы наиболее общие цели работы, описана структура диссертации и представлены положения, выносимые на защиту.

В первой главе "Феноменология и механизмы локализации деформации" проведён обзор литературы по вопросам локализации деформации. Представлены '-дефектные структуры локализованной деформации. Особое внимание уделено переориентации кристаллической решётки в ПЛД. Рассмотрены современные структурные модели формирования полос локализации деформации. При этом основное внимание уделено механизмам формирования полос локализованного сдвига.

Проведённый обзор показал, что разнообразие субструктур локализованной деформации свидетельствовует о множественности механизмов локализации пластического течения. К значительной части указанных субструктур (полосы деформации, микрополосы, полосы сдвига) при невысоких значениях деформации и деформирующих напряжений применимы сдвиговые (дислокационные) модели локализации деформации. Однако в условиях больших пластических деформаций, высокопрочных материалов и сильной стеснённости сдвигов (ограниченной подвижности дислокаций) сдвиговые модели наталкиваются на значительные трудности. Последние частично преодолеваются в дисклинационных моделях переориентации кристалла в зонах локализации деформации. Однако в дисклинационном подходе, во-первых, обычно не рассматривается значительная сдвиговая деформация вдоль полос сдвига. Во-вторых, нет ограничений на углы переориентации кристалла в полосах сдвига. Между тем, значительная сдвиговая деформация - характерная особенность полос локализации деформации. Причём экспериментально наблюдаемые углы переориентации в полосах сдвига группируются либо преимущественно в интервале малых углов; либо их значения лежат в пределах некоторых выделенных высокоугловых разориентаций.

Таким образом, далеко не все типы субструктур локализованной деформации, в том числе, полос локализации деформации, формирующихся в условиях больших пластических деформаций и стеснённых сдвигов, имеют однозначную трактовку в сдвиговых или дисклинационных моделях их формирования. Последнее свидетельствует о необходимости как продолжения экспериментальных исследований, так и развития новых теоретических подходов в изучении явления локализации деформации.

Во второй главе "Постановка задач. Материалы и методики исследований" на основании анализа литературных данных ставятся конкретные задачи исследований, обосновывается выбор материалов и описывается методика проведения экспериментов.

Для решения поставленных задач были выбраны аустенитные стали и сплавы на основе №зА1. В этих материалах, во-первых, формируются (в соответствующих условиях деформации) полосы локализации деформации с высокоугловыми разориентировками; во-вторых, они различаются стабильностью кристаллической решётки по отношению к фазовым (мартенситным) превращениям и уровнем деформирующих напряжений.

Составы исследованных в работе сталей приведены в Таблице 1.

Таблица 1

Составы исследованных сталей.

Сталь Элементный состав, вес.%

Сг № Мп Мо V N С Э1

Х17АГ18 16.5 0.16 18.8 0.57 0.07 0 52

Х17АГ18Ф 17.2 0.17 18 0 86 0.59 0 08 0.51

Х17АГ18Ф2 18.85 0.17 17.5 1.4 06 0.1

02Х17Н14 17.1 14.3 1.1 0.01 0.008 0.05

02Х17Н14М2 16.8 14.1 1.0 2.1 0.01 0.007 004

Высокоазотистые хромомарганцевые аустенитные стали обладают низкой энергией дефекта упаковки и высокой прочностью. Аустенитные хромоникелевые стали отличает от высокоазотистых более низкий уровень прочности, повышенная энергия дефекта упаковки, а, следовательно, более высокая, по сравнению с высокоазотистыми сталями, стабильность по отношению к фазовым (мартенситным) превращениям. Для всех представленных в таблице сталей характерно интенсивное механическое двойникование.

Наряду с аустенитными сталями, в качестве материалов для исследований были выбраны сложнолегированный сплав на основе МзА1 (№-18ат.%А1-8ат.%Сг-1ат.%2г-0.15ат.%В) и монокристаллы интерметаллида №зА1. Выбор этих материалов обусловлен тем, что, с одной стороны, это упорядоченные высокопрочные интерметаллиды со значительно более высокой, по сравнению со сталями, энергией дефекта упаковки и фазовой стабильностью. С другой стороны, в них при интенсивных внешних воздействиях (кручение в наковальнях Бриджмена или на фронте ударных волн, генерируемых МИП) формируются ПЛД с высокоугловыми разориентировками.

Кроме того, для теоретического анализа закономерностей механического двойникования по плоскостям со сложными индексами в ТМ сплавах в настоящей работе использованы экспериментальные данные электронно-микроскопических исследований двойников деформации, формирующихся при прокатке монокристаллов сплава Т1№(Ре,Мо).

Термообработку аустенитных сталей (как высокоазотистых, так и хромоникелевых) проводили с целью достижения аустенитного состояния. Образцы хромомарганцевых высокоазотистых сталей в виде пластин толщиной 14 мм закаливали в воду от температуры Т = 1473 К. Аналогичные образцы хромоникелевых сталей подвергали рекристаллизационным отжигам при Т = 1373 К в течение 1 часа. Пластическую деформацию сталей осуществляли прокаткой при комнатной температуре в интервале е ~ (10-95)%.

Для исследования ПЛД, формирующихся в условиях кручения под давлением сплава №-18ат.%А1-8ат.%Сг-1ат.%гг-0.15ат.%В, использованы образцы этого сплава в форме дисков толщиной А = 0.2 мм и диаметром 10 мм, деформированные кручением в наковальнях Бриджмена под давлением 500 кг/мм2 при числе оборотов наковальни N = 1/2. При этом величины сдвиговых (у = 2лМК/Ь) и истинных логарифмических (е = 1пу) деформаций в зависимости от расстояния от центра деформируемого диска (К = 1. 5 3.5 мм) составляли у = (23-55), е » (3-4).

Для электронномикроскопического исследования ПЛД, формирующихся в приповерхностном слое (2-5 мкм от поверхности) в образцах монокристаллов №зА1 на фронте ударных волн, генерируемых МИП, использовали ионный пучок со следующими параметрами, энергия ионов - 350 кэВ; плотность тока - 300 А/см"; длительность импульса -50 не; число импульсов - 10; соотношение ионов в пучке С:Н - 3:7.

В качестве основного метода структурных исследований использовали метод просвечивающей электронной микроскопии. При анализе переориентации кристалла в ходе прямых плюс обратных мартенситных превращений использован математический аппарат матричного анализа.

В третьей главе "Электронно-микроскопическое исследование локализации деформации в аустенитных сталях и сплавах на основе №эА1" представлены результаты исследования феноменологии локализации деформации, закономерностей и кристаплогеометрических особенностей переориентации кристаллической решётки в ПЛД с высокоугловыми разориентировками, тонкой дефектной субструктуры внутри и в окрестности этих полос, высоконеравновесных структурных состояний с высокой кривизной кристаллической решётки. С использованием полученных данных проведён анализ упруго-напряжённого состояния в зонах локализации деформации.

В разделе 3.1 приведены результаты исследования эволюции микроструктуры при прокатке высокоазотистых сталей. Показано, что в интервале е = 1СМ-50% доминирующей модой деформации является механическое двойникование. При е к 30% в высокоазотистых >

сталях появляются первые ПЛД. При дальнейшем увеличении е, когда полностью исчерпывается двойниковая мода деформации, их формирование становится основным механизмом пластического течения. Плотность полос в объёме материала увеличивается с деформацией. Внутри полос кристаллическая решётка фрагментируется в наноструктурное состояние. На стадии, предшествующей образованию ПЛД, наблюдается структурное состояние с высокими непрерывными разориентировками и значениями компонент тензора кривизны кристаллической решетки (Хц) десятки град/мкм. Оно формируется в условиях пониженной активности дислокационных (скольжением индивидуальных дислокаций) механизмов деформации. Высокие значения компонент тензора кривизны свидетельствуют о существовании высоких локальных внутренних напряжений. По формуле алок ~ хухНх(ДЬ/2), где Е - модуль Юнга, ДА я (0,1-0,2) мкм - характерные размеры зоны кривизны, проведена оценка этих напряжений ал0» = (Я/40-Я/20).

На основе проведённого исследования сформулированы наиболее важные условия формирования при прокатке высокоазотистых аустенитных сталей полос локализации деформации:

1. полное исчерпание ресурса пластической деформации механизмами дислокационного скольжения и механического двойникования;

2. интенсивное деформационное упрочнение при формировании микродвойников деформации и высокодефектных состояний с высокой кривизной решетки;

3. наличие высоких локальных внутренних напряжений.

В разделе 3.2 представлены результаты изучения феноменологии формирования ПЛД при прокатке высокоазотистьгх аустенитных сталей, кристаплогеометрических закономерностей переориентации кристаллической решётки и особенностей дефектной микроструктуры в них.

Показано, что наиболее вероятные значения ширины ПЛД находятся в пределах от 0.2 до 1 мкм; длина полос может достигать десятков микрон; при пересечении ПЛД с такими элементами дефектной микроструктуры, как микродвойники, тонкие пластинки е-мартенсита, элементы полосовой структуры, в них обнаруживается сдвиговая компонента деформации; следы ПЛД не являются следами плоскостей дислокационного сдвига или двойникования.

Наиболее важным, оригинальным результатом электронномикроскопического исследования ПЛД, имеющим ключевое значение для анализа механизма их формирования, является обнаружение дискретного спектра разориентаций кристаллической решётки полос. Статистический анализ, проведённый на основе электронномикроскопического исследования около 30 ПЛД, показал, что при этом в подавляющем большинстве полос переориентация кристаллической решётки с точностью +5° описывается векторами переориентации 9 » 60°<110> и 35° <110>. Пример одной из полос 60°<110> переориентации кристалла приведён на рис. 1.

Указанные выше полосы, во-первых, имеют сложную дефектную внутреннюю структуру с малоугловыми дискретными и непрерывными разориентировками. Во-вторых, в

Рис. 1 Полоса локализации деформации в сплаве Х17АГ18Ф после е = 60%. светлопольное изображение (а); совмещенная (с полосы и окружающего ее микрообъема) электронограмма (6)\ схема расшифровки электронограммы (в): две оси зоны типа <110>, разориентированные азимутально на угол ~ 60°.

твёрдорастворного

окрестности всех изученных в работе полос обнаружено структурное состояние с высокой (Ю-нЗОград/мкм) кривизной кристаллической решётки. Величина локальных внутренних напряжений достигает при этом значений апт ~ £'30. Характерной особенностью полос с векторами переориентации ~35°<110> является более сложный характер переориентации по сравнению с полосами 60 <110> переориентации. Это проявляется в том, что, во-первых, на электронограммах с полос

~35°<110> переориентации обнаруживаются рефлексы нескольких осей зон; во-вторых, внутри полос часто наблюдается субструктура, близкая к нанокристаллической.

В разделе 3.3 рассмотрены особенности эволюции микроструктуры и полос локализации деформации в процессе холодной прокатки хромоникелевых аустенитных сталей. Показано, что, как и в рассмотренных выше высокоазотистых сталях,

большинство ПЛД имеет вектора разориентации ~ 60°<110>, ~ 35°<110>; внутри полос формируется сложная разориентированная субструктура с дискретными и непрерывными разориентировками. Обнаруженные при исследовании отличительные (по сравнению с высокоазотистыми сталями) особенности ПЛД в хромоникелевых сталях носят лишь количественный характер и сводятся к следующему:

1. В 2-3 раза увеличивается ширина ПЛД и размеры разориентированных фрагментов внутри полос.

2. Они образуются при более высоких (е> 50%) степенях деформации.

3. Максимальные значения кривизны-кручения внутри и в окрестности ПЛД составляют Хд ~ 20 град/мкм, что несколько меньше, чем в более высокопрочных высокоазотистых сталях.

Предполагается, что указанные выше отличия связаны с более низким уровнем прочности и деформирующих (в ходе прокатки) напряжений в хромоникелевых сталях в отсутствие в них эффектов

(атомами азота) и дисперсного (частицами УМ)

интенсивного упрочнения.

В разделе 3.4 рассмотрены особенности локализации деформации при интенсивной пластической деформации кручением и обработке мощным ионным пучком сплавов на основе М1зА1. Показано, что в условиях кручения в наковальнях Бриджмена в сплаве 18ат.%А1-8ат.%Сг-1 гт.%2т-0.15ат.%В формируются полностью аналогичные обнаруженным в аустенитных сталях ПЛД шириной десятые доли микрона, которые распространяются в некристаллографических (не являющихся следами плоскостей дислокационного сдвига) направлениях, имеют вектора разориентации 9 к 60°<110> и сложную внутреннюю дефектную субструктуру с дискретными и непрерывными разориентировками.

Как и при прокатке аустенитных сталей, эти полосы формируются в условиях интенсивного деформационного упрочнения при формировании микрополосовых наноструктурных состояний и субструктур с высокой кривизной решётки; эффективного

подавления дислокационных механизмов деформации; формирования высоких локальных внутренних напряжений. Для дальнейшего анализа природы формирования полос 60°<110> переориентации кристалла чрезвычайно важным является также тот факт, что они наблюдаются на фоне практически полного разупорядочения в результате интенсивной деформации кручением сверхструктуры интерметаллида - отсутствия сверхструктурных максимумов на электронограммах.

Характерной особенностью полос 60°<110> переориентации кристалла на фронте ударных волн, генерируемых МИП, является то, что их образование наблюдается в состояниях с невысокой плотностью дефектов и, следовательно, отсутствия сколько-нибудь эффективного деформационного упрочнения. Предполагается, что в условиях высоких локальных напряжений на фронте ударной вотшы подавление дислокационных механизмов их релаксации связано с двумя факторами: ограниченными временами релаксации в условиях высокоскоростного характера механического воздействия и аномальной температурной зависимостью критических напряжений сдвига с их максимальными значениями в зоне модификации МИП.

Формирующиеся в этих условиях ПЛД имеют максимальную (среди изученных в настоящей работе) степень дефектности внутренней структуры. Кривизна кристаллической решётки достигает здесь значений %ч ~ 50 град/мкм. При этом в зонах её максимальных значений обнаружена необычайно высокая (е ~ 2,5%) упругая деформация кристалла, однозначно свидетельствующая о наличии в этих зонах локальных напряжений оЯОк = Ее к (Е/40ч-Е/30). Кроме того, в указанной высокодефектной субструктуре, как и при ИПД в наковальнях Бриджмена, полностью разрушается сверхструктура интерметаллида №зА1.

В четвёртой главе "Механизм деформации и переориентации кристаллической решётки в полосах локализации и двойниках деформации" предложен новый механизм формирования полос локализации деформации в аустенитных сталях - механизм динамических фазовых переходов путём прямых плюс обратных у—мартенситных превращений в полях высоких локальных напряжений с осуществлением обратного превращения по альтернативной системе. Изучено влияние механического двойникования на закономерности переориентации кристаллической решётки ПЛД, формирующихся механизмом у-*а-*у превращений. Рассмотрены механизмы формирования нанокристаллического состояния при глубокой прокатке высокоазотистых аустенитных сталей. Предложен механизм прямых плюс обратных (по альтернативным системам) В2->В19(В19')->В2 мартенситных превращений для объяснения закономерностей механического двойникования в сплавах никелида титана.

В разделе 4.1 для обоснования указанного выше механизма с использованием ориентационных соотношений (ОС) Курдюмова-Закса и Нишиямы-Вассермана проведён теоретический анализ закономерностей переориентации кристаллической решётки в ходе у—>а->у превращений. Для анализа использовали наиболее, на наш взгляд, экспериментально и теоретически обоснованную геометрическую теорию мартенситных превращений (МП), основанную на концепции "замерзания" кооперативных тепловых колебаний плоских когерентных объектов (плотноупакованных плоскостей) в кристаллах [1, 2]. В этой модели атомные перестройки в процессе ГЦК->ОЦК->ГЦК превращений могут быть представлены как комбинации:

• сдвигов плотноупакованных плоскостей на величину амплитуды их кооперативных тепловых колебаний;

• контракционных перемещений атомов (рис. 2а), приводящих к объёмной (типа Бейновской) деформации превращения;

• коллективных поворотов микрообъёмов (рис. 26), определяющих тип ориентационного соотношения.

Использование этой модели накладывает физические ограничения на выбор системы обратного превращения, изменение которой означает смену плоскости кооперативных

и

тепловых колебаний (плоскости сдвига). В настоящей работе матрицы как прямого (у-*а), так и обратных (а-уу) МП записывались исходя из конкретных ОС, вытекающих из указанных ограничений. Проведённые таким образом расчёты показали, что в большинстве вариантов у->а-»у превращений вектора переориентации имеют значения, лишь на несколько градусов отличные от вектора 9 = 60°<1!0>. Точному значению этого вектора соответствует вариант, представленный на рис. 2в, когда в ходе прямого плюс обратного превращения в ОС Курдюмова-Закса сохраняется общее <110>г I! < 111 >а направление, являющееся направлением вектора 6.

Рис. 2. а, 6 • схемы атомных перестроек в плоскостях прямого у->а мартенснтного перехода для ОС Нишиямы-Вассермана (а) и Курдюмова-Закса (б) Светлые и темные кружки - атомы у и а-фазы, соответственно

в - вариант обратного а—>у превращения в плоскости, составляющей с плоскостью прямого превращения угол 60°. Черными и светлыми стрелками показаны направления контракционных смещений атомов в процессе прямого и обратного превращений, соответственно. Вариант ОС Курдюмова-Закса с сохранением в ходе прямого и обратного превращений общего [01 1]г И [ I 1 1 ]а направления - направления вектора 6

Развиваются представления, согласно которым в процессе пластической деформации путем прямого плюс обратного у-»а->у МП, прямое у-»а превращение является, с одной стороны, следствием фазовой нестабильности кристалла в поле напряжений; с другой -способом их пластической релаксации. Промежуточная мартенситная фаза существует только в ходе деформации. Включение альтернативной системы обратного (а-»у) превращения определяется конфигурацией локального поля напряжений и необходимостью пластического формоизменения превращенных микрообъемов для его релаксации. Структурные состояния в ходе у-*а->у превращений могут быть представлены как суперпозиции двух структур, когда в пространстве междоузлий исходных (стабильных) фаз существуют новые разрешенные состояния - узлы мартенситных фаз, движением атомов через которые осуществляется пластическая деформация микрообъемов и переориентация решетки в них.

В рамках предложенного механизма проведён расчёт объемной части тензора деформации. Показано, что значительную часть общей деформации у->а—>у превращения составляет объёмная (типа Бейновской) деформация растяжения - сжатия. При этом, за исключением 5.23-градусных поворотов, определяющих конкретный тип ориентационных соотношений, переориентация кристалла, являясь результатом деформации превращения, не сопровождается реальным поворотом вещества в зоне превращения, не требует наличия моментов (или градиентов) напряжений и, таким образом, не является ротационной модой деформации в ее традиционном понимании. Предполагается, что носителями пластической деформации и переориентации кристалла являются при этом высокоэнергетические объемные образования - микрообъемы указанных выше структурных состояний либо нестабильных (стабильных в полях напряжений?) фаз.

Фазовая неустойчивость кристаллической решетки в зонах прямых плюс обратных МП вследствие снижения упругих модулей и разупрочнения материала приводит к неустойчивости пластического течения традиционными (дислокационными, диффузионными) и коллективными дисклинационными механизмами деформации и переориентации кристалла. Таким образом, образование ПЛД является результатом комбинации у—>а->у превращения с указанными выше механизмами, а основным фактором их (ПЛД) активизации является фазовая неустойчивость кристалла в полях высоких локальных напряжений. При ИПД кручением сплава на основе №3А1 дополнительным важным фактором такой неустойчивости является полное разупорядочение сверхструктуры интерметаллида в ходе ИПД, приводящее к значительному повышению энергии кристалла и, как результат, снижению стабильности ГЦК фазы.

В разделе 4.2 представлены результаты экспериментального и теоретического исследования закономерностей переориентации кристаллической решетки при прокатке аустенитных сталей в условиях взаимодействия ПЛД, формирующихся механизмом прямых плюс обратных у->а->у МП, с двойниками деформации. С использованием матриц двойникования и у->а—к/ превращения рассчитаны характерные значения векторов переориентации в ее комбинированных (двойникование + у-><х->у превращение) вариантах (таблица 2). В таблице кроме рассчитанных векторов 9 представлены также их кристаллографически эквивалентные значения 9кр,

экв и минимальные из

кристаллографически эквивалентных значений 9тт.

Как видно из этой таблицы, в ПЛД, формирующихся при прокатке аустенитных сталей механизмом неравновесных мартенситных (у-»а—>у) превращений, в зонах у-»а—>у переориентации двойников деформации возможны четыре варианта разориентации решетки относительно исходного (несдвойникованного) кристалла, которые могут быть описаны векторами переориентации в направлениях типа <110> на углы 10.5,49.5, 60 и -35 град.

С использованием этих результатов для осей зон исходного кристалла с высокой плотностью узлов обратной решётки (<100>, <111>, <110>, <112>) и различных (у-нх-»у) и (двойникование + у->а—>у) вариантов переориентации кристалла построены совмещенные (с исходного и переориентированного кристалла) теоретические электронограммы, учитывающие эффекты значительного (до 10°) размытия дифракционных максимумов в зонах переориентации. Путём совместного анализа теоретических и экспериментальных электронограмм показано, что большинство полученных в работе электронограмм с ПЛД как в сталях, так и в сплавах на основе М1зА1 можно объяснить действием либо у->а—»у превращения, либо у->а—>у превращения в предварительно сформированных двойниках деформации.

Характерной особенностью у—деформации в предварительно сформированных двойниках является увеличение вклада дислокационно-дисклинационных механизмов переориентации, приводящего к увеличению интенсивности фрагментации кристалла внутри ПЛД - значительному уменьшению размеров фрагментов и увеличению (до десятков град) углов разориентации между ними.

Показано, что результатом совместного действия нескольких (дисклинационный, двойникование, у-»а->у превращение) механизмов переориентации кристаллической решетки является формирование в ПЛД нанокристаплических структурных состояний с высокой плотностью высокоугловых границ и размерами нанокристаллов от нескольких до нескольких десятков нанометров. В высокоазотистых аустенитных сталях при е > 90% и высокой плотности ПЛД это состояние формируется во всём объеме деформированных холодной прокаткой образцов.

Таблица 2.

Вектора переориентации кристаллической решетки в процессе у—их—>у превращения предварительно

сдвойникованного материала.

№ п/п Характер превращения Плоскость двойникования, 8т,„ при двойниковании Вектор переориентации

1 у->а~*у (111Щ01 Т)а; [0И Ш1П]„ (111Ш10Т)а;[011Щ1П]а - е= 120° [Oll] 6m,„ = 60°[0Tl]

2 Вектор у->а—>у переориентации лежит в плоскости двойникования (111) вт,п = 70,5° [0111 9 =180° [0.99 ÖÖ6 006] em,„= 10.5° [oil]

3 (1 11) 6mm = 70,5° [0 1 1] 9 = 180° [233] 9m,„ = 49.5° [Oll]

4 Вектор у—>а->у переориентации не лежит в плоскости двойникования (ill) 9 = 90° [0.41 091 ÖÖ9] 9m,„ = 34.9° [0.83 0.15 0.53] вкрэкв ~33.6°[101]

5 (111) 9 = 90°[041 0.09 0.91] 9mm = 34.9° [ 083 Ö53 0Л5 ] 9«рэка~33.6°[ТТ0]

В разделе 4.3 с использованием разработанной в [1, 2] геометрической теории МП в её компенсационном варианте и представления о В19(В19') фазе как фазе с искажённой ГПУ решёткой [3] проведены теоретические расчёты (табл. 3) и геометрический анализ (рис. 3) закономерностей переориентации кристаллической решётки при изменении системы обратного превращения в ходе В2->В19(В19')->В2 (ОЦК-»ГПУ-ЮЦК) превращения в никелиде титана. При анализе использован вариант единого (для ОЦК->ГПУ и ОЦК->ГЦК превращений) ОС Курдюмова-Закса, когда один из плотноупакованных (в направлении типа <111>) атомных рядов ОЦК фазы совпадает с плотноупакованным (в направлении [11.0], [10.0] или [01.0]) рядом атомов ГПУ фазы (см. рис. 3).

Показано (см. табл. 3), что результатом этих превращений является переориентация решётки В2 фазы, которая характерна для {112} двойников или с точностью ~ 1° совпадает с переориентацией кристалла при образовании двойников деформации в плоскостях типа {113}, {332} или {225}.

На основе полученных результатов сделан вывод, что указанное выше превращение является механизмом механического двойникования в Т1№ сплавах. В рамках этого механизма удаётся, во-первых, в единой модели описать как традиционное для ОЦК кристаллов двойникование по плоскостям типа {112}, так и образование двойников деформации в плоскостях со сложными индексами; во-вторых - выяснить природу интенсивного развития механического двойникования в ТОЛ сплавах, заключающуюся в фазовой нестабильности В2 фазы в полях напряжений; в-третьих, в модели дислокационных (на вектор Бюргерса типа а/2<111>) сдвигов объяснить сохранение сверхструктуры этой фазы в зонах двойникования.

На основе сравнительного анализа закономерностей формирования полос локализации и двойников деформации в материалах с различным уровнем фазовой стабильности развиваются представления о том, что важнейшим фактором и условием реализации механизмов динамических фазовых переходов является не только уровень фазовой нестабильности материала, но и наличие высоких (приближающихся к теоретической прочности кристалла) локальных напряжений в зонах превращений.

и

Таблица 3

Ориентационные соотношения и вектора Последние определяют возможность

переориентации [в] в процессе развития этих механизмов не только в сплавах на

ОЦК->ГПУ->ОЦК превращений по основе никелида титана с широким разным системам обратного превращения. температурным интервалом формирования ОС прямого превращения^ 110) || (00.1); „редмартенситных состояний, но и в более

стабильных аустенитных сталях или интерметаллиде №]А1 со сверхструктурой, стабильной вплоть до температуры плавления. Тем не менее, если в монокристаллах структурно нестабильных Т1№ сплавов этот механизм наблюдается практически с самого начала деформации (при е й 0,07), в аустенитных сталях и интерметаллиде №зА1 он включается на стадии полного исчерпания ресурса пластической деформации

традиционными механизмами дислокационного скольжения и механического двойникования, интенсивного деформационного упрочнения в наноструктурах микродвойников деформации и формирования в субструктурах с высокой кривизной решетки высоких локальных внутренних напряжений и практически полного разупорядочения сверхструктуры

интерметаллида в ходе такой деформации.

№ ОС обратного превращения

1 (00.1)||(110) [11.0Ш111] 0°

2 (00.1)11(110) [01.0] II [Т11] 10.47° [По]

3 (00.1)11(110) [10.0] II [1 1 1] 49.53° [110]; «(1 1 3)или (3 32) двойник

4 (00.1)11(110) [11.0] II [1 11] 70.47° [НО]; (112) двойник

5 (00.1)11(110) [01.0] II [1 11] 60° [110]; »(2 25) двойник

6 (00 1)11(110) [10.0111 [1 11] 60°[Т ТО]; =¡(225) двойник

Рис 3 Варианты атомных перестроек в плоскости ОЦК->ГПУ->ОЦК превращения, (а) - в ходе прямого превращения; (б) ~ вариант формирования (НЗ)двойника деформации. Светлые кружки -атомы ОЦК фазы в исходной решетке; крупные кружки - атомы ГПУ фазы после прямого превращения, темные кружки - атомы ОЦК фазы после обратного превращения.

Выводы

1. На основе электронномикроскопического исследования феноменологии, особенностей дефектной субструктуры и закономерностей переориентации полос локализованной деформации, формирующихся в аустенитных сталях и сплавах на основе №зА1 в различных условиях интенсивных внешних воздействий (холодная деформация прокаткой, кручение в наковальнях Бриджмена, на фронте ударных волн, генерируемых мощными ионными пучками), показано, что наиболее важной, общей для всех изученных материалов и условий деформации особенностью переориентации кристаллической решётки в полосах локализации деформации является исключительно высокоугловой характер разориентировок с дискретным спектром векторов переориентации и их преимущественными-значениями, близкими к 9 « 60°<110> и 9 » 35°<110>.

2. Характерной особенностью дефектной субструктуры полос локализации деформации указанного выше типа являются высокодефектные структурные состояния с непрерывными разориентировками, высокими (десятки град/мкм) значениями кривизны решётки и локальных внутренних напряжений. В зонах максимальных (~ 50 град/мкм) значений кривизны обнаружена высокая (~2,5%) упругая деформация кристаллической решётки, свидетельствующая о наличии в этих зонах локальных напряжений амк я ЕМО-^Н/ЗО.

3. На основе полученных результатов и для объяснения формирования полос 60°<110> переориентации предложен новый механизм деформации и переориентации кристалла -механизм динамических фазовых переходов путем прямых плюс обратных (в аустенитных сталях у->а-»у) мартенситных превращений в полях высоких локальных напряжений с осуществлением обратных превращений по альтернативным системам.

4. На основе анализа атомных механизмов деформации показано, что значительный вклад в тензор дисторсии в ходе указанных превращений вносит объёмная (типа деформации Бейна) деформация. Предполагается, что носителями пластической деформации и переориентации кристалла являются при этом динамические (существующие только в ходе деформации) объемные образования - микрообъемы неравновесных фаз или высокоэнергетических (формирующихся в полях высоких локальных напряжений) структурных состояний. Последние представляют собой суперпозицию двух структур, когда в пространстве междоузлий исходных (стабильных) фаз существуют новые разрешенные состояния - узлы мартенситных фаз, кооперативным движением атомов через которые осуществляется пластическая деформация и переориентация кристалла.

5. Фазовая неустойчивость кристаллической решетки в зонах прямых плюс обратных мартенситных превращений в результате снижения упругих модулей и разупрочнения материала приводит к неустойчивости пластического течения традиционными (дислокационными, диффузионными) и коллективными дисклинационными механизмами деформации и переориентации кристалла. В итоге пластическую деформацию и переориентацию кристаллической решетки в этих зонах предлагается рассматривать как комбинацию динамических фазовых переходов с указанными выше механизмами. Результатом их совместного действия является формирование внутри полос локализации деформации широкого спектра дефектных субструктур и интенсивная фрагментация кристаллической решетки, в том числе с формированием субмикро- и нанокристаплических структурных состояний с границами разориентации на углы до (10-15)° и размерами кристаллитов от нескольких до нескольких десятков нанометров.

6. Показано, что спектр разориентировок в ПЛД существенно расширяется в условиях механического двойникования, предшествующего их образованию. В ПЛД, формирующихся при прокатке аустенитных сталей механизмом у-»а-»у превращений, в зонах этих превращений возможно несколько вариантов переориентации решётки относительно исходного (несдвойникованного) кристалла, которые могут быть описаны векторами переориентации в направлениях типа <110> на углы -10.5, 49.5, 60 и 35 градусов. Выявляемые в эксперименте полосы 35°<110> переориентации являются при этом зонами

комбинированной (двойникование + у->а->у) переориентации кристалла при условии, что вектор у->а-»у переориентации не лежит в плоскости двойникования.

7. Результатом совместного действия нескольких (дисклинашонный, двойникование, у->а->у превращение) механизмов переориентации кристаллической решетки является формирование при глубокой деформации прокаткой высокоазотистых аустенитных сталей нанокристаллических структурных состояний с высокой плотностью высокоугловых границ и размерами нанокристаллов от нескольких до нескольких десятков нанометров.

8. Наиболее важными факторами реализации механизма динамических фазовых превращений являются, во-первых, эффективное подавление или полное исчерпание ресурса пластической деформации традиционными механизмами дислокационного скольжения или механического двойникования; во-вторых, формирование высоких (приближающихся к теоретической прочности кристалла) локальных внутренних напряжений - источников фазовой нестабильности кристалла. При холодной прокатке аустенитных сталей и деформации в наковальнях Бриджмена сплава на основе NijAl эти условия достигаются в результате интенсивного деформационного упрочнения, формирования слоистых (субмикрокристаллического масштаба) двойниковых (в сталях) или полосовых (NijAl) субструкгур, а также высокодефектных структурных состояний с высокой кривизной кристаллической решётки. В зонах модификации МИЛ указанные выше условия являются следствием низкой подвижности дислокаций в температурном интервале аномальной зависимости критических напряжений сдвига и ограниченных времён релаксации при высокоскоростном характере механического воздействия на фронте ударных волн.

9. Предложена- модель прямого плюс обратного (по альтернативной системе) В2-»В19(ГПУ)-»-В2 мартенситного превращения для механического двойникования в сплавах на основе никелида титана. Показано, что в этой модели удается, во-первых, с единых позиций описать как двойникование по плоскостям типа {112}, так и образование двойников деформации в плоскостях со сложными индексами; во-вторых, выяснить природу интенсивного развития механического двойникования в TiNi сплавах, заключающуюся в фазовой нестабильности В2 фазы в полях напряжений; в-третьих, понять пути атомных перестроек и объяснить сохранение сверхструктуры этой фазы в зонах двойникования.

Основные результаты диссертации представлены в следующих публикациях:

1. Литовченко И.Ю., Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П. и др. Особенности переориентации кристаллической решетки и механизм локализации деформации в высокоазотистых аустенитных сталях в условиях их фазовой нестабильности в полях неоднородных напряжений // Физическая мезомеханика. - 2000. - Т. 3. - № 3. - С. 5 - 14.

2. Korotaev A. D., Tyumentsev A. N., Litovchenko I. Yu. Defect Substructure and Stress Fields m the Zones of Deformation Localization in High-Strength Metallic Alloys. // The Physics of Metals and Metallography. - 2000. - Vol. 90. - Suppl. № 1. - p. S36-S47.

3. Тюменцев A.H., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д. и др. Новая мода мезоуровня деформации и переориентации кристаллической решётки механизмами локальных фазовых превращений в полях напряжений // Вопросы материаловедения. - 2002. -№1(29).-С. 314-335

4. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю, Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д. и др. Новый механизм локализации деформации в аустенитных сталях. I. Модель неравновесных фазовых (мартенситных) превращений в полях высоких локальных напряжений И Физика металлов и металловедение. - 2003. - Т. 95. - № 2. - с. 86-95.

5. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д. и др. Новый механизм локализации деформации в аустенитных сталях. II. Влияние двойникования на закономерности переориентации кристаллической решетки в полосах локализации деформации // Физика металлов н металловедение. - 2003. - Т. 95. - №3. - с. 88-96.

6. Тюменцев А. Н., Сурикова Н. С., Литовченко И. Ю., Пинжин Ю. П., Коротаев А. Д., Лысенко О. В. Новый механизм пластического течения в полосах локализации и двойниках

деформации В2 фазы никелида титана путем неравновесных мартенситных превращений в полях напряжений. // Физика металлов и металловедение. -2003. - Т.95, №1. - с. 97-106.

7. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова Н.С., Лысенко О.В., Гирсова С.Л. Новая мода мезоуровня деформации механизмами динамических фазовых превращений в полях напряжений // Физическая мезомеханика. -2003.-Т6.-№2.-с 15-36.

8. Tyumentsev A. N., Litovchenko I.Yu., Korotaev A.D., Pinzhin Yu.P., Dubovik N.A., Strokatov R.D. Peculiarities of the reorientation of the lattice during the formation of nanocrystals and submicrocrystals of high-nitrogen austeni // Abstracts. NATO Advanced Research Workshop "Investigation and Application of Severe Plastic Deformation". - August 2-6, 1999. - Moscow, Russia. - P. 76.

9. Tyumentsev A.N., Litovchenko I.Yu., Korotaev A.D., Pinzhin Yu.P., Dubovik N.A., Strokatov R.D. The formation of submicrocrystallme and nanocrystalline structural states in the process of cold rolling of the high-nitrogen austenitic steel // Abstracts. V Russian - Chinese international symposium "Advanced Materials and Processes". - July 27 - August 1, 1999. -Baikalsk, Russia. - P. 195.

10. Тюменцев A.H., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д. Новая мода мезоуровня деформации - объёмная деформация растяжения - сжатия путём локальных фазовых превращений в полях напряжений // Abstracts. International Workshop "Mesomechanics: Foundations and Applications" (MESO'2001), March 26-28, 2001. - Tomsk, Russia. - P. 43 - 44.

11. Тюменцев A.H., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова Н.С. Новая мода деформации и переориентации кристаллической решетки путем локальных фазовых превращений в полях напряжений // тез. докл. XXXVII Международного семинара "Актуальные проблемы прочности", 3-5 июля 2001 г. - Киев, Украина. - С. 243 -244.

12. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова Н.С. Новая мода мезоуровня деформации - пластическая дилатация путем локальных фазовых превращений в полях напряжений // тез. докл. Международного семинара "Мезоструктура", 4-7 декабря 2001 г. - Санкт-Петербург, Россия. - С. 26.

13. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова Н.С. Новая мода деформации - пластическая дилатация путем локальных фазовых превращений в полях напряжений // тез. докл. 1-ой Евразийской конференции "Прочность неоднородных структур" - Москва, МИСиС, 16-18 апреля 2002 г. - С. 174.

14. Tyumentsev A.N., Korotaev A.D., Pinzhin Yu.P., Ditenberg I.A., Litovchenko I.Yu., Surikova N.S., Ovchinnikov S.V., Shevchenko N.V., Valiev R.Z. Structural models and mechanisms for the formation of high energy nanostructures under severe plastic deformation. // Abstracts 2nd International Conference on NANOMATERIALS BY SEVERE PLASTIC DEFORMATION "nano SPD2". Dec. 9-13,2002. - Vienna, Austria. - P-6.11.

Список цитируемой литературы:

1. Кассан-Оглы Ф. А., Найш В. Е., Сагарадзе И. В. Диффузное рассеяние в металлах с ОЦК решеткой и кристаллогеометрия мартенситных фазовых переходов ОЦК-ГЦК и ОЦК-ГПУ. - Физика металлов и металловедение. - 1988, - Т. 65. - №3, -С. 481-492.

2. Найш В.Е., Новоселова Т.В., Сагарадзе И.В. Теория мартенситных фазовых переходов в никелиде титана. I. Модель кооперативных колебаний и анализ возможных мартенситных фаз. // Физика металлов и металловедение. - 1995. - Т. 80,- Вып.5. - С. 14-27.

3. Хачин В.Н., Пушин В.Г., Кондратьев В.В. Никелид титана. Структура и свойства. -М.: Наука, 1992.-160с.

Размножено 11 0 экз. Копировальный центр «ЮЖНЫЙ» г. Томск, ул. 19-ой Гвардейской дивизии, 75 Тел. 41-34-47

(7IJ>

»17115

ВВЕДЕНИЕ.

1. ФЕНОМЕНОЛОГИЯ И МЕХАНИЗМЫ ЛОКАЛИЗАЦИИ ДЕФОРМАЦИИ.

1.1. Дефектные структуры локализованной деформации.

1.1.1. Полосы сброса.

1.1.2. Полосы вторичного скольжения. Полосы деформации. Микрополосы.

1.1.3 Полосы локализованного сдвига.

1.1.4. Двойниковые и мартенситные структуры.

1.2. Механизмы локализации деформации.

1.2.1 Коллективные сдвиговые эффекты в дислокационных ансамблях.

1.2.2. Дисклинациойные модели переориентации.

1.2.3 Моделирование процессов образования полос локализованного сдвига.

1.2.4. Двойникование и мартенситные превращения.

2. ПОСТАНОВКА ЗАДАЧ. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ

ИССЛЕДОВАНИЙ.!.

2.1. Постановка задач диссертации.

2.2. Материалы и методики исследований.

2.2.1. Выбор материалов исследования.

2.2.2. Методики интенсивной обработки и методики получения фольг для электронно-микроскопических исследований.

2.2.3 Методики электронно-микроскопических исследований разориентировок кристаллической решётки.

2.2.4. Методика расчёта матриц переориентации при фазовых (мартснситных) превращениях и двойниковании.

3. ЭЛЕКТРОННОМИКРОСКОПИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ЛОКАЛИЗАЦИИ ДЕФОРМАЦИИ В АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЯХ И СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ Ni3Al [93-98].

3.1. Эволюция микроструктуры при прокатке высокоазотистых сталей [9398].

3.2. Закономерности формирования и кристаллогеометрические особенности переориентации кристаллической решётки полос локализации деформации, формирующихся при прокатке высокоазотистых сталей [9398].

3.3. Особенности эволюции микроструктуры и полос локализации деформации в хромоникелевых аустенитных сталях [94,95,97,98].

3.4. Особенности локализации деформации при интенсивной пластической деформации и обработке мощным ионным пучком сплава на основе Ni3Al [97,98].

3.4.1. Деформация в наковальнях Бриджмена.

3.4.2. Обработка мощными ионными пучками.

4. МЕХАНИЗМ ДЕФОРМАЦИИ И ПЕРЕОРИЕНТАЦИИ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЁТКИ В ПОЛОСАХ ЛОКАЛИЗАЦИИ И ДВОЙНИКАХ ДЕФОРМАЦИИ.

4.1. Новый механизм локализации деформации и переориентации V кристалла. Модель динамических фазовых (мартенситных) превращений в полях высоких локальных напряжений [93,94].

4.1.1. Атомная (геометрическая) модель мартенситных превращений.

4.1.2. Механизм 60°<110> переориентации кристалла в полосах локализации деформации [93,94, 96-98].

4.1.3. О механизме пластической деформации в зоне прямого плюс обратного мартенситного превращения.

4.2. Влияние двойникования на закономерности переориентации кристаллической решётки в полосах у—>а—>у превращений. Механизм 35 <110> переориентации в полосах локализации деформации [95,98]. 137 4.3. Применение механизма прямых плюс обратных мартенситных превращений для объяснения формирования двойников деформации в ИМ сплавах [97,98,101].

Явления локализации деформации и механического двойпикования играют важную роль в процессах пластической деформации металлических материалов, часто определяют технологические режимы их обработки и контролируют процессы разрушения изделий в различных условиях эксплуатации. К настоящему времени накоплен достаточно большой экспериментальный материал по феноменологии этих явлений в различных материалах и условиях деформации [1-60]. Предложен ряд физических и структурных механизмов формирования полос локализации и двойников деформации [1,2,9,10,18-20,42,60 и др.]. Однако до сих пор во .многих случаях эти механизмы не способны удовлетворительно описать физические закономерности указанных выше явлений или выявить их физическую природу. Последнее в полной мере относится к полосам локализации деформации (ПЛД) с переориентацией кристаличсской решетки па большие (десятки градусов) углы [37,44] и двойникам деформации, формирующимся в плоскостях со сложными индексами в сплавах на основе никслида титана [60]. Отсутствие адекватных физических и структурных механизмов формирования указанных выше дефектных субструктур обусловлено, в первую очередь, коллективным (кооперативным) характером их формирования, не сводящимся к традиционным дислокационным механизмам деформации. Тем не менее, большинство обсуждаемых в настоящее время механизмов образования полос локализации и двойников деформации (подробно см. обзор диссертации) основаны именно на дислокационных механизмах пластического течения. Между тем, даже привлечение представлений о частичных дисклинациях или их диполях, как коллективных носителях ротационной моды деформации [1,2,8-10,45-49], не может объяснить такую важную особенность ПЛД, как высокоугловой характер переориентации с существованием преимущественных векторов разориентации.

На наш взгляд, в этой ситуации необходима разработка новых физических подходов к проблеме поведения материалов в условиях интенсивных внешних воздействий. При этом наиболее перспективным является анализ обсуждаемых явлений на основе учета коллективных эффектов в ансамблях элементарных дефектов и поиск новых высокоэнергетических носителей и механизмов деформации и переориентации решетки.

В связи с вышесказанным, целью настоящей работы является: экспериментальное исследование условий, закономерностей и механизмов формирования ПЛД с высокоугловым характером переориентации кристаллической решетки в материалах с разным уровнем фазовой стабильности (аустенитные стали разного класса, сплавы на основе N¡.^1); разработка и теоретическое обоснование физических и структурных моделей и атомных механизмов деформации и переориентации кристалла в этих полосах; разработка на этой основе новых механизмов механического двойникования в сплавах на основе никелида титана.

Первый раздел работы посвящен обзору литературы по феноменологии и механизмам локализации деформации. Представлена классификация полосовых дефектных структур локализованной деформации. Особое внимание уделено вопросам переориентации кристаллической решетки в ПЛД, а также в процессе ее фрагментации при больших пластических деформациях. Рассмотрены современные структурные модели и механизмы формирования полос локализации деформации и, в частности, полос локализованного сдвига.

Постановка задач диссертационной работы, обоснование выбора материалов исследования, способов их обработки и описание методики экспериментальных исследований, а также методики расчёта матриц переориентации даны во втором разделе диссертации.

Результаты электронномикроскопических исследований закономерностей переориентации кристаллической решетки ПЛД с высокоугловыми границами разориентации, формирующихся в аустенитных сталях и сплавах на основе МзЛ1, представлены в третьем разделе работы. Исследованы особенности дефектной структуры, предшествующей формированию ПЛД в сталях, микроструктура полос локализации деформации. Исследованы дефектные состояния с высокой кривизной кристаллической решетки, проведены оценки полей локальных внутренних напряжений в исследованных зонах локализации деформации.

В четвёртом разделе диссертации предложен новый механизм деформации и переориентации кристалла путём прямых плюс обратных динамических фазовых (мартенситных) превращений с осуществлением обратного превращения по альтернативной системе. Проведено теоретическое исследование векторов переориентации в ПЛД, формирующихся в результате прямых плюс обратных превращений. Введены представления о новых носителях пластической деформации -микрообъёмах динамических неравновесных фазово-структурных состояний. Исследовано влияние двойникования на закономерности переориентации кристаллической решетки в полосах локализации деформации аустенитных сталей. Обоснованы механизмы фрагментации кристаллической решётки в наноструктурнос состояние при прокатке аустенитных сталей. Предложена модель, описывающая как двойникование по плоскостям типа {112}, так и образование двойников деформации в плоскостях со сложными индексами в TiNi сплавах.

Приложения содержат используемые при расчётах матрицы переориентации кристаллографически эквивалентных поворотов в кубических и гексагональной плотноупакованной решётках, матрицы двойникования по плоскостям {111}, результаты расчётов осей зон переориентированного материала в областях прямых плюс обратных превращений с векторами переориентации 9 = 60°<110> в двойниках деформации, а также рассчитанные на их основе совмещённые теоретические электронограммы.

На защиту в настоящей работе выносятся следующие положения:

1. Экспериментально найденные высокоугловые разориентировки полос локализации деформации в аустенитных сталях и интермсталлиде на основе NijAl с векторами разориентации 0 « 60° <110> и 0 « 35° <110>, высокой кривизной-кручением решетки, уровнем локальных внутренних напряжений до стЛОк « Е/30 -г- Е/40 и формированием в ПЛД субмикро- и нанокристаллических состояний.

2. Новый механизм деформации и переориентации кристалла - механизм динамических фазовых переходов путём прямых плюс обратных (по альтернативным системам) мартенситных превращений в полях высоких локальных напряжений. Важная роль обьёмпой (типа Бейновской) деформации превращения в реализации этого механизма. Представления о новых носителях деформации и переориентации кристалла -микрообъёмах динамических (существующих лишь в ходе деформации) неравновесных фазово-структурных состояний.

3. Закономерности влияния механического двойникования на особенности переориентации и дефектной субструктуры в ПЛД: расширение спектра высокоугловых разориентаций в этих полосах; формирование разориентированных наноструктур с малоугловыми границами; развитие комбинированных (двойникование + у—»а—»у превращения) механизмов образования нанокристаллических структурных состояний с высокоугловыми границами при прокатке высокоазотистых аустенитных сталей.

4. Предложенный механизм деформационного двойникования в сплавах на основе никелида титана - механизм прямых плюс обратных (по альтернативным системам) В2—>В19—>В2 мартенситных превращений для единого описания как процессов двойникования по плоскостям типа {112}, так и образования двойников деформации в плоскостях со сложными индексами.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. На основе электроппомикроскопического исследования феноменологии, особенностей дефектной субструктуры и закономерностей переориентации полос локализованной деформации, формирующихся в аустенитных сталях и сплавах на основе Ы1зА1 в различных условиях интенсивных внешних воздействий (холодная деформация прокаткой, кручение в наковальнях Бриджмена, на фронте ударных волн, генерируемых мощными ионными пучками), показано, что наиболее важной, общей для всех изученных материалов и условий деформации особенностью переориентации кристаллической решётки в полосах локализации деформации является исключительно высокоугловой характер разориентировок с дискретным спектром векторов переориентации и их преимущественными значениями, близкими к 0 « 60°<110> и 0 « 35°<110>.

2. Характерной особенностью дефектной субструктуры полос локализации деформации указанного выше типа являются высокодсфсктмыс структурные состояния с непрерывными разориентировками, высокими (десятки град/мкм) значениями кривизны решётки и локальных внутренних напряжений, В зонах максимальных (~ 50 град/мкм) значений кривизны обнаружена высокая (~2,5%) упругая деформация кристаллической решётки, свидетельствующая о наличии в этих зонах локальных напряжений стлок ~ Е/40ч-Е/30.

3. На основе полученных результатов и для объяснения формирования полос 60°<110> переориентации предложен новый механизм деформации и переориентации кристалла - механизм динамических фазовых переходов путем прямых плюс обратных (в аустенитных сталях у-»а-»у) мартенситпых превращений в полях высоких локальных напряжений с осуществлением обратных превращений по альтернативным системам.

4. На основе анализа атомных механизмов деформации показано, что значительный вклад в тензор дисторсии в ходе указанных превращений вносит объёмная (типа деформации Бейиа) деформация. Предполагается, что носителями пластической деформации и переориентации кристалла являются при этом динамические (существующие только в ходе деформации) объемные образования - микрообъемы неравновесных фаз или высокоэнергетических (формирующихся в полях высоких локальных напряжений) структурных состояний. Последние представляют собой суперпозицию двух структур, когда в пространстве междоузлий исходных (стабильных) фаз существуют новые разрешенные состояния - узлы мартенситпых фаз, кооперативным движением атомов через которые осуществляется пластическая деформация и переориентация кристалла.

5. Фазовая неустойчивость кристаллической решетки в зонах прямых плюс обратных мартенситных превращений в результате снижения упругих модулей и разупрочнения материала приводит к неустойчивости пластического течения традиционными (дислокационными, диффузионными) и коллективными дисклинационными механизмами деформации и переориентации кристалла. В итоге пластическую деформацию и переориентацию кристаллической решетки в этих зонах предлагается рассматривать как комбинацию динамических фазовых переходов с указанными выше механизмами. Результатом их совместного действия является формирование внутри полос локализации деформации широкого спектра дефектных субструктур и интенсивная фрагментация кристаллической решетки, в том числе с формированием субмикро- и панокристаллических структурных состояний с границами разориентации на углы до (1015)° и размерами кристаллитов от нескольких до нескольких десятков нанометров.

6. Показано, что спектр разориентировок в ПЛД существенно расширяется в условиях механического двойникования, предшествующего их образованию. В ПЛД, формирующихся при прокатке аустенитных сталей механизмом у—>а—>у превращений, в зонах этих превращений возможно несколько вариантов переориентации решётки относительно исходного (несдвойникованного) кристалла, которые могут быть описаны векторами переориентации в направлениях типа <110> на углы —10.5, 49.5, 60 и 35 градусов. Выявляемые в эксперименте полосы

35°<110> переориентации являются при этом зонами комбинированной (двойниковапис + у—>а—>у) переориентации кристалла при условии, что вектор у->а->у переориентации не лежит в плоскости двойникования.

7. Результатом совместного действия нескольких (дисклинационный, двойникование, у-»а->у превращение) механизмов переориентации кристаллической решетки является формирование при глубокой деформации прокаткой высокоазотистых аустенитных сталей нанокристаллических структурных состояний с высокой плотностью высокоугловых границ и размерами нанокристаллов от нескольких до нескольких десятков нанометров.

8. Наиболее важными факторами реализации механизма динамических фазовых превращений являются, во-первых, эффективное подавление или полное исчерпание ресурса пластической деформации традиционными механизмами дислокационного скольжения или механического двойникования; во-вторых, формирование высоких (приближающихся к теоретической прочности кристалла) локальных внутренних напряжений - источников фазовой нестабильности кристалла. При холодной прокатке аустенитных сталей и деформации в наковальнях Бриджмена сплава на основе МзА1 эти условия достигаются в результате интенсивного деформационного упрочнения, формирования слоистых (субмикрокристаллического масштаба) двойниковых (в сталях) или полосовых (Ы1зЛ1) субструктур, а также высокодефектных структурных состояний с высокой кривизной кристаллической решётки. В зонах модификации МИП указанные выше условия являются следствием низкой подвижности дислокаций в температурном интервате аномальной зависимости критических напряжений сдвига и ограниченных времён релаксации при высокоскоростном характере механического воздействия на фронте ударных волн.

9. Предложена модель прямого плюс обратного (по альтернативной системе) В2—>В19(ГПУ)-»В2 мартенситного превращения для механического двойникования в сплавах на основе никелида титана. Показано, что в этой модели удается, во-первых, с единых позиций описать как двойникование по плоскостям типа {112}, так и образование двойников деформации в плоскостях со сложными индексами; во-вторых, выяснить природу интенсивного развития механического двойникования в "ПЬИ сплавах, заключающуюся в фазовой нестабильности В2 фазы в полях напряжений; в-третьих, понять пути атомных перестроек и объяснить сохранение сверхструктуры этой фазы в зонах двойникования.

1. Рыбии B.B. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986,224с.

2. Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисклииации в кристаллах. JI.: Наука, 1986,224с.

3. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Елсукова Т.Ф., Иванчин А.Г. Структурные уровни деформации твёрдых тел. // Изв. Вузов. Физика. 1982. - №6. - с.5-27.

4. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Данилов В.И., и др. Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск: Наука. Сиб.отд-ние. 1990. -225с.

5. Папин В.Е., Егорушкин В.Е., Макаров П.В. и др. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов. : В 2т., 1995.-Т. 1.— 298с.

6. Панин В.Е. Современные проблемы пластичности и прочности твёрдых тел. // Изв. Вузов. Физика. 1998. - Вып. 41. - №1. - с.7-34.

7. Панин В.Е. Пластическая деформация и разрушение твёрдых тел как эволюция потери их сдвиговой устойчивости на разных масштабных уровнях. // Вопросы материаловедения, 2002, №1(29), с.34-50.

8. Лихачев В.А., Панин В.Е., Засимчук Е.Э. и др. Кооперативные деформационные процессы и локализация деформации. Киев: Наук, думка, 1989. - 320 с.

9. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Суховаров В.Ф. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов. Новосибирск, Наука, 1989.

10. Коротаев А.Д., Тюменцев АЛ., Пинжин Ю.П. Активация и характерные типы дефектных субструктур мезоуровня пластического течения высокопрочных материалов. // Физическая мезомеханика. 1998. - Т. 1. - С. 21 - 32.

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

12. Orowan Е. A type of plastic deformation new in metals. // Nature, 1942. -№ 3788.-P.643-644.

13. Hess J., Barret C., Structure and nature of kink-bands in zinc // Trans. AIME 1949.

14. Oilman J., Read T. Bend plane phenomena in the deformation of zinc monocrystals. // J. Metals. 1953 V.5 - №1 - P.49-55.

15. Степанов A.B. О причинах преждевременного разрыва. // Изв. АН СССР, сер. Физ.- 1937.-№4-5. С. 797-813.

16. Степанов A.B., Донской A.B. Новый механизм пластической деформации кристаллов.//ЖТФ.- 1954.-Вып. 24. -№ 2.-с. 161-183.

17. Бриллиантов Н.А., Обреимов И.В. О пластической деформации каменной соли Ш. // ЖЭТФ. 1935. - Т.5. - Вып. 3-4. - С. 330-339. О пластической деформации IV. // ЖЭТФ. - 1937. - Т.7. - Вып. 8. - С. 878-886.

18. Урусовская А.А. Образование областей с переориентированной решёткой при деформации моно и поликристаллов. - В кн.: Некоторые вопросы физики пластичности кристаллов. М.: Изд-во АН СССР, 1960.

19. Классен Неклюдова М.В. Механическое двойникование кристаллов. М.: Изд-во АН СССР, 1960.

20. Бирюковский А.А., Владимиров В.И., Романов А.Е. Сбросообразовапис кристаллов. Экспериментальное исследование и теоретическое описание. В кн.: Дисклинации и ротационная деформация твёрдых тел. JI. 1988.

21. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М.: Мир, 1972.

22. Sccfcldt М. Disclination in large-strain plastic deformation and work hardening. // Rev. Adv. Mater. Sci. 2 (2001) p 44-79.

23. Губернаторов B.B., Соколов Б.К., Гервасьева И.В., Владимиров Л.Р. О формировании полосовых структур в структурно-однородных материалах. // Физическая Мезомеханика. 1999. - Т. 2. - №1-2. с. 157-162.

24. Basson F., Driver J.H. Deformation banding mechanisms during plane strain compression of cube-oriented FCC crystals. // Acta mater. 48 (2000) 2101-2115.

25. Lee C.S., Duggan B.J. Deformation banding and copper-type rolling textures. // Acta metal 1. Mater. Vol 41. № 9, pp. 2691-2699. 1993.

26. Li S., Gong В., Wang Z. On the formation of deformation bands in fatigued copper single crystal with double slip.// Scripta Met. et Mater, vol .31, No. 12, pp 1729-1734,1994.

27. Gil Sevillano J., Aernoudt E. Low energy dislocation structures in highly deformed materials. // Mater. Sci. and Eng., 86 (1987) 35-51.

28. Bay В., Hansen N., Kuhlmann-Wilsdorf D. Deformation structures in highly rolled pure aluminum. // Mater. Sci. and Eng., Al 13 (1989) 385-397.

29. Park N.K., Parker B.A. The development of the deformed microstructure in commercially pure nickel. // Mater. Sci. and Eng. Al 13 (1989) 431-439.

30. Bay В. Hansen N. Hughes D.A., Kuhlmann-Wilsdorf D. Evolution of FCC deformation structures in polyslip. //Acta metall. Mater. Vol. 40, No.2, pp. 205-219, 1992.

31. Конева П.А., Лычагип Д.В., Теплякова Л.А., и др. Полосовая субструктура в ГЦК -однофазных сплавах. В кн. Дисклинации и ротационная деформация твёрдых тел. Л. 1988.

32. Hughes D.A., Hansen N. Microstructure and strength of nickel at large strains. // Acta mater. 48 (2000) 2985-3004.

33. Hatherly M, Malm A.S. Shear bands in deformed metals. // Scripta Met. V. 18, pp 449454, 1984.

34. Yeung W.Y., Duggan B.J. Shear band angles in rolled FCC materials. // Acta Mctall. Vol. 35. No 2, pp. 541-548, 1987.

35. Lee W.B., Chan K.C. A criterion for the prediction of shear band angles in FCC metals. // Acta metall Mater. Vol. 39, No.3, pp. 411-417, 1991.

36. Korbel A., Martin P. Microstructural events of macroscopic strain localization in prestraincd tensile specimens. // Acta metall Vol 36, No 9, pp.2575-2586, 1988.

37. Donadillc C., Valle R., Dervin P., Pcnelle R. Development of texture and microstructure during cold rolling and annealing of FCC alloys: example of an austenitic stainless steel. // Acta metall Vol. 37, No. 6, pp. 1547-1571, 1989.

38. EI-Danaf E., Kalidini S.R., Doherty R.D., Ncckcr C. Deformation texture transition in brass: critical role of micro- scale shear bands. // Acta mater. 48 (2000) 2665-2673.

39. Бараз A.P., Золотарёв C.H., Молотилов Б.В. О тонкой структуре полосы катастрофического сдвига в ниобии. // Физика металлов и металловедение т.45, вып.1, 1978.

40. Алыпиц В.И., Бережкова Г.В. О природе локализации пластической деформации в твёрдых телах. Физическая кристаллография. /Сб. науч. тр. сер. Проблемы современной кристаллографии. Наука 1992.

41. Harren S.V., Deve Н.Е., Asaro R.J. Shear band formation in plane strain compression. // Acta metall. Vol. 36, No. 9, pp. 2435-2480, 1988.

42. Morii K., Mecking H., Nakayama Y. Development of shear bands in FCC single crystals. // Acta mctall vol.33, No.3, pp.379-386, 1985.

43. Devc H., Harren S. McCullough C., Asaro R.J. Micro and macroscopic aspects of shear band formation in internally nitrided single crystals of Fe-Ti-Mn alloys. // Acta metall. vol. 36, No. 2 pp. 341-365, 1988.

44. Смирнова H.A., Левит В.И., Пилюгин В.И. и др. Эволюция структуры ГЦК монокристаллов при больших пластических деформациях. // Физика металлов и металловедение. 1986.- Т.61- Вып. 6.- с. 1170-1177.

45. Коротаев А.Д. Тюмеицсв А.Н., Гончиков В.Ч., Олемской А.И. Закономерности формирования субструктуры в высокопрочных дисперсно-упрочнённых сплавах. // Изв. Вузов. Физика, т. 34. №3, 1991.

46. Тюменцев Л.Н., Гончиков В.Ч., Олсмской А.И., Коротаев А.Д., и др. Локализация пластического течения и механизм разрушения в высокопрочном ниобиевом сплаве со свсрхмслкими частицами неметаллической фазы. // ФММ. 1989.- т.67.- Вып 3. с. 591600.

47. Тюменцев А.Н., Гончиков В.Ч., Олемской А.И., Коротаев А.Д. Коллективные эффекты в ансамбле дислокаций и вакансий при формировании полосы локализованной деформации. Томск, 1989. 40 с. (Препринт ТГУ № 5).

48. Тюменцев А.Н., Гончиков В.Ч., Коротаев А.Д. Механизм пластического течения в зонах концентрации напряжений высокопрочного сплава. В кн.: Новые методы в физике и механике деформируемого твердого тела. Ч. 1. Томск: Изд. ТГУ, 1990. - С. 163-168.

49. Гончиков В.Ч., Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д. О механизме переориентации кристаллической решетки в высокопрочном ниобиевом сплаве.- В кн. Дисклинации и ротационная деформация твердых тел. JI.: ФТИ им. А.Ф. Иоффе, 1988. С.90-102.

50. Третьяк М.В., Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д. и др. Особенности релаксации механических напряжений, генерируемых мощными ионными пучками в ванадиевом сплаве. // Физика металлов и металловедение. 2000. - Т. - 86. - Вып. 4.

51. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Третьяк М.В. и др. Особенности морфологии и дефектной субструктуры поверхностного слоя сплава NijAl после обработки мощным ионным пучком. // Физика металлов и металловедение. 2000. -т.86. - Вып.1. - С. 54-61.

52. Тюменцев A.H., Третьяк M.B., Коротаев А.Д. и др. Субструктура с высокой плотностью дисклинаций в зонах активации мезоуровня деформации в условиях воздействия мощных ионных пучков. //Доклады РАН. 1999. - Т. 366. - №2. - С. 196-198.

53. Третьяк М.В. Характерные типы дефектных субструктур в металлических сплавах при облучении мощными ионными пучками и интенсивной пластической деформации, дис. к.ф.- м.н., Томск 2000.

54. Тюмепцсв A.M., Панин В.Е., Деревягина J1.C., и лр. Механизм локализованного сдвига на мезоуровне при растяжении ультрамслкозернистой меди. // Физическая мезомсхапика. -1999.-Т.2.- № 6. С. 115-123.

55. Тюменцев А.Н., Панин В.Е., Дитенберг И.А., и др. Особенности пластической деформации ультрамелкозернистой меди при разных температурах. // Физическая мезомсхапика. 2001 .-Т.4.- № 6. - С. 77-85.

56. Тсплякова J1.A Локализация деформации, превращения в дефектной подсистеме в сплавах с различным структурно-фазовым состоянием / дис. д. ф. м.-п. Томск 1999.

57. Литвинов B.C.,, Попов А.А., Ёлкина О.А., Литвинов А.В. Деформационные двойники {332} <113> в Р сплавах титана. // Физика металлов и металловедение. 1997, т. 83, вып. 5. с. 152-160.

58. Mobcrly W.J. Mechanical twinning and twinless martensitc in ternary TijoNijo-xM* intermetallics. // Stanford university, 1991. 329 p.

59. Филиппов M.A., Литвинов B.C., Немировский Ю.Р. Стали с метастабильным аустенитом. -М: Металлургия. -1988.

60. Хачин В.Н., Путин В.Г., Кондратьев В.В. Никелид титана. Структура и свойства. -М.: Наука. 1992.-160с.

61. MuIIncr P., Solcnthaler С., Speidel М.О. Second order twinning in austenitic steel. // Acta metal, mater. Vol. 42, No 5, pp. 1727-1732, 1994.

62. Seefeldt M., Klimanek P. Modelling of plastic deformation by means of dislocation-disclination dynamics. // Solid State Phenomena Vol. 87 (2002) pp. 93-112.

63. Панин В.E., Гриняев Ю.В. Спектр сильновозбужденных состояний и вихревое механическое поле в деформируемом кристалле. // Изв. вузов. Физика. 1987. - № 1. -С.36-51.

64. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Хон Ю.А., Елсукова Т.Ф. Атом-вакансионные состояния в кристаллах. // Изв. вузов. Физика. 1982. - № 12. - С.5-28.

65. Егорушкин В.Е., Панин В.Е., Савушкин Е.В., Хон Ю.А. Сильновозбужденные состояния в кристаллах. // Изв. вузов. Физика. 1987. -№ 1. - С. 9-33.

66. Панин В.Е., Гриняев Ю.В. Неустойчивость ламинарного течения и вихревой характер пластической деформации. Изв. вузов. Физика. 1984. -№ 1. - С. 61-67.

67. Дс Вит Р. Континуальная теория дисклинаций. М.: Мир, 1977. 208 с.

68. Рыбин В.В. Закономерности формирования мезоструктур в ходе развитой пластической деформации. // Вопросы материаловедения, 2002, №1 (29).

69. Дисклипации. Экспериментальное исследование и теоретическое описание. Л. ФТИ им. А.Ф. Иоффе, 1982. 149 с.

70. Рыбин В.В., Жуковский И.М. Модель оборванной границы кручения в кристаллах. // Физика твердого тела. 1977. - Т. 19. - Вып. 8. - С. 1474-1480.

71. Владимиров В.И., Романов А.Е. Движение диполя частичных дисклинаций при пластическом деформировании. // Физика твердого тела. 1978. - Т.20. - № 10. - С. 31143116.

72. Владимиров В.И., Романов А.Е. Модель движения диполя клиповых дисклинаций. Л.: ФТИ, 1978 (Препринт / ФТИ, № 593).

73. Romanov А.Е. Fundamentals of disclination theory: development of disclination-disloeation structures in deformed materials. // Solid State Phenomena Vol. 87 (2002) pp. 47-56.

74. Gutkin M.Yu., Romanov A.E., Klimanek P. Disclination models for misorientation band generation and development. // Solid State Phenomena Vol. 87 (2002) pp.113-120.

75. Gilman J.J. Micromechanics of shear banding. // Mechanics of Materials 17 (1994) 8396.

76. Микродипамическая теория пластичности и разрушения структурно-неоднородных сред, в кн. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов, в 2-х т. под ред. Панина В.Е., т.1, Новосибирск, Наука, 1995.

77. Методология компьютерного конструирования материалов, в кн. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов, в 2-х т. под ред. Панина В.Е., т.2, Новосибирск, Наука, 1995.

78. Zisman А.А. and Rybin V.V. Disclination mode in shear microband formation in plastically deformed crystals. // Solid State Phenomena Vol. 87 (2002) pp. 147-156.

79. Кащенко М.П., Летучев B.B., Теплякова Л.А., Яблонская Т.Н. Модель образования полос макросдвига и мартенсита деформации с границами (hhl). // Физика металлов и металловедение. 1996.-т. 82.- вып. 4. с. 10-21.

80. Кащенко М.П., Теплякова Л.А., Соколова О.А., Коновалов С.В. Формирование плоских полос сдвига с границами {123} в ГЦК монокристаллах. // Физика металлов и металловедение. 1998,-т. 86.- вып. 1.

81. Bevis М., Croker A.G. Twinning modes in lattices. / Proc. Roy. Soc. Lond. A. 313, 509-529(1969).

82. Christian J.V., Mahajan S. Deformation twinning // Progress in Materials Science, vol. 39. pp. 1-157, 1995.

83. Wcchsler M.S., Lieberrrian D.S., Read Т.Л. On the theory of the formation of martensite. //Trans. Л1МЕ, 1953, v. 197, p. 1503.

84. Mullner P. Disclination models for deformation twinning. // Solid State Phenomena Vol. 87 (2002) pp. 227-238.

85. Mullner P., Solcnthaler C., Speidel M.O. The intersection of deformation twins in austenitic steel. / Twinning in advanced materials. Ed. by M.H. Yoo and M. Wuttig. The Minerals, Metals & Materials Society, 1994.

86. Mullner P. and Romanov A.E. Internal twinning in deformation twinning. // Acta mater. 48 (2000) 2323-2337. .

87. Кащенко М.П., Теплякова JI.A., Джемилев K.H., Чащина В.Г. Условия генерации кристонов и интерпретация кривой с-е для монокристаллов NijFe. // Физика металлов и металловедение. 1999.-Т. 88, №3. - с. 17-21.

88. Кащенко М.П., Семёновых А.Г., Чащина В.Г. Кристонный механизм формирования а-мартенсита деформации в присутствии мартенсита напряжения. // Вопросы материаловедения 2002, №1 (29).

89. Кассан-Оглы Ф. А., Наши В. Е., Сагарадзе И. В. Диффузное рассеяние в металлах с ОЦК решеткой и кристаллогеометрия мартенситных фазовых переходов ОЦК-ГЦК и ОЦК-ГПУ. Физика металлов и металловедение. - 1988, - V.65, - №3, -С. 481-492.

90. Найш В.Е., Новоселова Т.В., Сагарадзе И.В. Теория мартенситных фазовых переходов в никелиде титана. I. Модель кооперативных колебаний и анализ возможных мартенситных фаз. //Физика металлов и металловедение. 1995. -Т.80.- Вып.5. - С. 14-27.

91. Korotaev A. D., Tyumcntscv A. N., Litovchcnko I. Yu. Defect Substructure and Stress Fields in the Zones of Deformation Localization in High-Strength Metallic Alloys. -The Physics of Metals and Metallography. 2000, Vol. 90, Suppl. № 1, p. S36-S47.

92. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова Н.С., Лысенко О.В., Гирсова С.Л. Новая мода мезоуровня деформации механизмами динамических фазовых превращений в полях напряжений // Физическая мезомеханика,2003, т.6, №2, с 15-36.

93. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И. Механизмы пластической деформации монокристаллов никелида титана. // Физика металлов и металловедение. — 2000. —Т.89. -№2.-С. 98-107.

94. Сурикова Н.С. Механизмы деформации и разрушения монокристаллов никелида титана.// дисс. к. ф.-м. п., Томск 2000.

95. Дубовик Н.А. Структура и механические свойства высокоазотистых сталей, подвергнутых деформационному упрочнению и дисперсионному твердению. // дисс. к. т. п., Томск 1992.

96. Тюменцев A.H., Третьяк M.B., Пинжин Ю.П. и др. Эволюция дефектной субструктуры в сплаве NijAl в ходе интенсивной пластической деформации кручением под давлением. Физика металлов и металловедение. - 2000, Т. 90, №5.

97. Goo Е., Duerig Т., Melton К., Sinclair R. Mechanical twinning in Ti5oNi47Fe3 и TijgNii. alloys. //Acta met. 1985. - V.33. -№9. - P. 1725-1733.

98. Mobcrly W.J., Proft J.L., Duerig T.W., Sinclair R. Deformation, twinning and thermo-mechanical strenghthening ofTi5oNÍ47Fe3. // Acta met. mater. 1990. - V.38. -№12. - P. 26012612.

99. Ваписв P.3., Александров И.В. Наноструктурныс материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000. — 272с.

100. Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д. и др. Электронномикроскопическое исследование границ зерен в ультрамелкозернистом никеле, полученном интенсивной пластической деформацией // Физика металлов и металловедение. 1998. Т. 86. Вып. 6. С. 110-120.

101. Хирш П., Хови А., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. -М.: Мир, 1968.-574 с.

102. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973. 584 с.

103. Вергазов A.M., Рыбин В.В. Методика кристаллогсомстрического анализа структур металлов и сплавов в практике электронной микроскопии. Л.: ЛДНТП, 1984. 40 с.

104. Немировекий Ю.Р. О возможности мартенситного происхождения {332}-двойников в (Р+о))-сплавах титана. // Физика металлов и металловедение. — 1998. Т.86. — Вып.1.-С.33-41.

105. Кабанова И. Г., Сагарадзе В. В. Статистический анализ взаимных разориентаций кристаллов аустенита (мартенсита) после мартенситных у-»а-»у (а-»у-»а) превращений // Физика металлов и металловедение. 1999. Т. 88. № 2. С. 44-52.

106. Немировекий Ю.Р., Немировекий М.Р. Матрицы ориентационных соотношений при фазовых превращениях и двойниковании. // Заводская лаборатория -1975 №11.

107. Тимофеев В.Н., Суховаров В.Ф. Блинов В.Н., Пойменов ИЛ. Структурные превращения в высокоазотистой аустенитной стали. // Изв. Вузов. Физика. 1988. №6. с.32-36.

108. Дубовик H.A., Зуев Л.Б. Эволюция дислокационной структуры в высокоазотистых аустенитных сталях. // Изв. Вузов. Черная металлургия. 1992. №4. с. 34-37.

109. Дерягин А.И., Уваров А.И., Завалишин В.А., Сагарадзе В.В., Тсрещенско H.A. Образование а-мартенсита при пластической деформации аустснитной стали 10Х18АГ21повышенной стабильности. // Физика металлов и металловедение, 1997, т.84, №4, с.98-104.

110. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.П. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М: МИСИС, 1994г.-328с.

111. Папин В. Е. Физические основы мезомеханики пластической деформации и разрушения твердых тел // В кн. "Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов". Под ред. В. Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995. - Т. 1. - С. 7-49.

112. Папин В. Е. Основы физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. 1998. Т. l.№ 1.С. 5-22.

113. Хачин В.Н., Муслов С.А., Пушин В.Г. и др. Аномалии упругих свойств монокристаллов TiNi-TiFe//Докл. АН СССР. 1987. Т. 295. № 3. С. 606-609.

114. Enami К., Hasunuma J., Nagasawa A., Ncnno S. Elastic softening and electron-diffraction anomalies prior to the martensitic transformation in a Ni-Al Pi alloy // Scripta Met. 1976. V. 10. № 10. P. 879-884.

115. Moberly W.J. Mechanical twinning and twinless martensite in ternary TLsoNi.so-xMx intermctallics. // Stanford university, 1991. 329 p.

116. Matsumoto O., Miyazaki S., Otsuka K., Tamura H. Crystallography of martensitic transformation in Ti-Ni single crystals. II Acta met. 1987. - V.35. - №8, - P.48-87.

117. Tadaki Т., Wayman C.M. Electron microscopy studies of martensitic transformation in Ti5oNi5o-xCux alloys. Part II.Morphology and crystal structure of martensites. // Metallography. 1982.-V.15.-P. 247-258.

118. Paxton A. T. The Impossibility of Pseudotwinning in B2 Alloys. // Acta met. mater. -1995. V. 43. - No5. - P. 2133-2136.