Закономерности структурных и фазовых превращений в цирконии и его сплавах с переходными металлами IV-VIII групп периодической системы элементов тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

ТАЛУЦ Нина Иосифовна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ СТРУКТУРНЫХ И ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ЦИРКОНИИ И ЕГО СПЛАВАХ С ПЕРЕХОДНЫМИ МЕТАЛЛАМИ 1У-УШ ГРУПП ПЕРИОДИЧЕСКОЙ СИСТЕМЫ ЭЛЕМЕНТОВ

01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Екатеринбург — 2006

Работа выполнена в Институте физики металлов УрО РАН

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор В.В. Сагарадзе

доктор физико-математических наук, профессор Д-А. Мирзаев

доктор физико-математических наук, профессор М.П. Кащенко

Ведущая организация — Уральский государственный

университет им. А.М. Горького, г. Екатеринбург

Защита диссертации состоится 24 ноября 2006 г.

в 11 часов на заседании диссертационного совета Д 004.003.01 при

Институте физики металлов УрО РАН

по адресу: 620041, г. Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18,

факс: (343) 374-52-44.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института физики металлов УрО РАН

Автореферат разослан 2006 г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор физико-математических наук

Н.Н. Лошкарева

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы исследования. Циркониевые сплавы обладают рядом важных физико-механических свойств, обеспечивающих благоприятные возможности для потенциального применения их в различных областях науки и техники. Среди них такие, как высокие коррозионные свойства, низкое среднее эффективное поперечное сечение поглощения тепловых нейтронов, высокие геттерные свойства, сверхпроводящие свойства, возможность с помощью легирования и термомеханической обработки изменять свойства в широком диапазоне. Все это делает циркониевые сплавы перспективным конструкционным материалом для использования в химической, атомной промышленности и в некоторых других специальных областях применения. Однако фазовые и структурные превращения в различных циркониевых сплавах, а также свойства этих сплавов изучены недостаточно полно, что сдерживает их широкое применение. Большинство исследований было выполнено на узком классе сплавов, в значительной степени уже освоенных промышленностью, таких как сплавы типа циркалоев и сплавы, применяющиеся в качестве сверхпроводящих материалов.

Однако области применения циркониевых сплавов непрерывно расширяются. Исследования последних лет показывают, что в сплавах различных циркониевых систем возможно обнаружение новых уникальных свойств (например, эффектов памяти формы), получение новых аморфных материалов. Вместе с тем многие важные с научной точки зрения вопросы, в частности, такие как исследование фазовых превращений, возможностей и условий получения различных неравновесных и метастабильных фаз во многих циркониевых сплавах остались практически без рассмотрения.

Циркониевые сплавы являются исключительно удобными модельными объектами для изучения влияния типа легирующего элемента на особенности протекания в них фазовых превращений в силу того, что цирконий, расположенный в середине периодической системы элементов, со многими металлами имеет единообразные равновесные и метастабильные диаграммы состояния. Это позволяет наиболее полно установить закономерности формирования различных

структур и тем самым создать необходимые предпосылки для научного обоснования принципов легирования циркониевых сплавов.

Значительный интерес вызывает также изучение деформационного и фазового поведения циркония и его сплавов в условиях экстремальных воздействий, таких как высокие давления и ударные волны. Многие служебные характеристики циркониевых сплавов определяются существованием в них со-фазы высокого давления. Получение со-фазы с помощью статического или динамического давления открывает дополнительные возможности для практического использования циркониевых сплавов.

Цель работы. Цель настоящей работы состоит в установлении общих закономерностей фазовых и структурных превращений в цирконии и его бинарных сплавах с переходными металлами IV-VIII групп периодической системы элементов при различных термических обработках, а также под действием высокого давления и ударных волн.

Для достижения намеченной цели в работе были поставлены следующие задачи:

1. Установить закономерности изменения фазового состава и формирования структуры циркониевых сплавов в зависимости от положения легирующего металла в периодической системе элементов и его содержания в сплаве при закалке из области Р-твердого раствора и последующих низкотемпературных отпусках.

2. Изучить влияние высокого статического давления на сплавы с различной морфологией мартенсита гексагональной а(а')-фазы и установить структурные особенности образования со-фазы.

3. Разработать атомно-кристаллографические механизмы перестройки решетки при р —> а и а —> а превращениях, основанные на одинаковых исходных положениях.

4. Изучить механизмы высокоскоростной пластической деформации циркония и его сплавов с ниобием в условиях нагружения сферически сходящимися ударными волнами различной интенсивности.

Основными методами исследования были рентгеноструктурный анализ, просвечивающая электронная микроскопия, оптическая металлография, измерения твердости и микротвердости.

На защиту выносятся следующие основные положения, характеризующие научную новизну диссертационной работы.

1. Установлены закономерности влияния положения легирующего металла в периодической системе элементов и его содержания в сплаве на фазовый состав и характер образующейся структуры в цирконии и его сплавах с титаном, гафнием, ванадием, ниобием, танталом, хромом, молибденом, вольфрамом, рением, рутением, родием, палладием, осмием, ирвдием и платиной при закалке из области р-твердого раствора и последующих отпусках.

2. В циркониевых сплавах обнаружена орторомбическая а"-фаза и установлено, что она образуется только в четырех системах: цирконий-тантал, цирконий-молибден, цирконий-вольфрам и цирконий-рений.

3. Обнаружено образование со-фазы в системах цирконий-вольфрам и цирконий-платина. Выявлена закономерность изменения положения минимальной концентрационной границы образования со-фазы в зависимости от типа легирующего металла.

4. В системе цирконий-ванадий обнаружен новый тип фазового превращения — метастабильный эвтектоидный распад Э-фазы на <в-фазу и интерметаллид 2гУг.

5. На основе разработанного в работе метода определения содержания легирующего компонента в ©-фазе (с®) установлено, что в закаленном состоянии сш всегда меньше, чем содержание легирующего компонента в сплаве, а в процессе отпуска со-фаза обедняется практически до чистого циркония.

6. Обнаружено, что под давлением то-фаза образуется в виде больших областей и в значительной степени наследует исходные морфологические формы мартенсита гексагональной а(а')-фазы. Обнаружено также, что в системе цирконий-титан величина критического давления перехода а-фазы в са-фазу меняется нелинейным образом: понижается при приближении к чистым компонентам и повышается в области средних составов.

7. Предложены атомно-кристаллографические механизмы перестройки решетки при Р —> а и а ~> о превращениях, в основе которых лежит распространение локализованных воля смещений плотноупакованных рядов атомов. Показано, что эти механизмы

объясняют основные кристаллографические и структурные особенности (J —» а и а т превращений, экспериментально наблюдающиеся в изученных сплавах.

8. Установлено, что высокоскоростная пластическая деформация циркония при нагружении сферически сходящимися ударными волнами осуществляется скольжением, двойникованием и образованием полос адиабатического сдвига. В сплавах Zr-1 мас.% Nb и Zr-2,5 мас.% Nb, имеющих в исходном состоянии мелкозернистую структуру, механизм двойникования при таком способе нагружения не реализуется, а увеличение интенсивности нагружения приводит к появлению в центральной части образцов области нестабильного пластического течения материала, связанного с потерей устойчивости кристаллической решетки.

Научная и практическая значимость работы состоит в том, что полученные результаты вносят вклад в развитие представлений о фазовых превращениях в циркониевых и титановых сплавах. Установленные в данной работе общие закономерности, характеризующие формирование фазового состава, структуры, условия стабильности фаз в зависимости от положения легирующего металла в периодической системе элементов и его содержания в сплаве, создают научную основу для обоснования принципов легирования и разработки как двухкомпонентных, так и многокомпонентных циркониевых сплавов. Они могут быть использованы для разработки различных режимов термической и термомеханической обработки этих сплавов, в том числе с применением высокого давления. Полученные результаты можно использовать также как учебный материал при чтении курсов «Физика твердого тела» и ряда других, а также при написании учебников.

Личный вклад соискателя состоит в инициативе проведения и разработке общей стратегии исследований, постановке научных проблем в оригинальных работах, составивших основу диссертации, получении, обработке и трактовке полученных результатов. Все основные этапы экспериментальной работы проведены лично соискателем.

Апробация работы. Основные результаты работы доложены на VII, VIII и IX Научных семинарах «Влияние высоких давлений на вещество» (Канев - 1982, Киев - 1983, Одесса - 1986), IX и X

Уральских школах металловедов-термистов (Свердловск - 1985, Ижевск - 1987), XI Международной конференции МАРИВД «Высокие давления в науке и технике» (Киев - 1987), XIII и XVI Конференциях по прикладной кристаллографии (Польша, Чешин - 1988, 1994), XII и 18 Европейских кристаллографических конгрессах (Москва - 1989, Чехия, Прага — 1998), IV Всесоюзной конференции по электронной микроскопии (Суздаль - 1990), Всесоюзной конференции «Мартенситные превращения в твердом теле» (Косов - 1991), VI Совещании по старению металлических сплавов «Фундаментальные и прикладные аспекты исследований структуры и свойств стареющих сплавов» (Екатеринбург - 1992), Международных конференциях «Ударные волны в конденсированных средах» (Санкт-Петербург -1994, 1996), Международной конференции «Рентгеновский дифракционный анализ реальной структуры материалов» (Словакия, Липтовски Микулаш - 1995), Объединенной Международной конференции XV МАРИВД и XXXIII ЕГИВД «Высокие давления в науке и технике» (Польша, Варшава — 1995), Международной конференции «Металлургическое и материаловедческое применение ударно-волновых и высокоскоростных деформационных явлений» EXPLOMET '95 (США, Эль Пасо - 1995), VII Международном семинаре «Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург — 1996), Международных конференциях по механическому и физическому поведению материалов при динамическом нагружении DYMAT'97 (Испания, Толедо — 1997) и DYMAT - 2000 (Польша, Краков - 2000), Международной конференции V «Забабахинские научные чтения» (Снежинск — 1998), III Международной школе по высоким давлениям (Польша, Варшава — 1999), Международном семинаре «Новые экспериментальные методы в динамическом и ударном нагружении материалов» (Польша, Варшава — 2001), Международной конференции по мартенситным превращениям ICOMAT02 (Финляндия, Эспу - 2002), XIX Международной конференции «Уравнения состояния вещества» (Эльбрус — 2004), III Международной конференции «Фазовые превращения при высоких давлениях» (Черноголовка — 2004), 7 Международном симпозиуме «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах» ОМА-2004 (Сочи — 2004), XX Международной

конференции «Воздействие интенсивных потоков энергии на вещество» (Эльбрус - 2005).

Публикации. По результатам проведенных исследований опубликовано 35 печатных работ, из них 29 в реферируемых журналах, 5 в тематических сборниках статей и 1 монография.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, шести глав и общих выводов. Работа изложена на 306 страницах, включая 156 рисунков и 39 таблиц. Список использованной литературы содержит 270 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертационной работы, сформулированы цели и задачи исследования, показана научная новизна, а также научная и практическая значимость работы.

В первой главе дана общая характеристика циркония и его сплавов с переходными металлами 1У-УШ групп периодической системы элементов. Приведена фазовая диаграмма циркония и диаграммы состояния исследованных в работе систем. Описаны способы приготовления сплавов, методы воздействия и экспериментальные методики, использованные в работе.

Для исследования был взят иодидный цирконий и сплавы 15 систем, состав которых приведен в таблице 1. Сплавы гомогенизировали в вакууме 1x10'3 Па при температуре 1000°С — 3 ч и закаливали от этой температуры в воде комнатной температуры (сплавы системы цирконий-титан), ледяной воде (все остальные сплавы) и в соленой воде с температурой -15°С (сплавы системы цирконий-рений). Сплавы с содержанием 40-60 ат.% титана закаливали от температуры 800°С.

Для того, чтобы увеличить растворимость вольфрама в Р-фазе мы использовали охлаждение на медном поду в процессе выплавки образцов массой ~ 7,5 г сплавов с содержанием вольфрама 1, 2,5 и 5 ат.%. Скорость охлаждения в этом случае была достаточно высокой, чтобы предотвратить протекание р —> а + ггЧ^ превращения. Однако, поскольку максимальная растворимость вольфрама в р-фазе составляет 4 ат.%, в сплаве с содержанием вольфрама 5 ат.% выделяется небольшое количество интерметаллида ZrW2.

Таблица 1

Состав исследованных сплавов

Номер группы легирующего металла Система Концентрация легирующего элемента, ат.%

IV гг-п 1; 2,5; 5; 10;17,5; 32,25; 40; 50; 60; 67,75; 82,5; 90; 95; 97,5; 100

гг-ш П2,5

V Хт-У 1; 3; 5; 8; 10

гг-иь 1; 2,5; 4; 4,5; 5; 5,5; 6; 6,5; 7; 7,5; 10; 12,5; 15; 16; 20; 22,5; 25; 27,5; 30

гг-Та 1; 2; 3; 5; 7; 9; 11

VI гг-сг 0,1; 0,3; 0,6; 1

2г-Мо 0,1; 0,2; 0,4; 0,6; 1; 1,5; 2; 2,5; 3; 4; 5; 9; 10,5

0,1; 0,3; 0,6; 1; 2,5; 5

VII Хт-Ке 0,1; 0,3; 0,5; 1; 1,5; 2; 2,5; 3; 4; 5

VIII гг-ки 0,25; 0,5; 1; 1,5; 2; 3; 4; 5

гг-яь 0,5; 1,2; 2,2; 2,65; 3,2; 4; 4,5; 5; 5,4; 6; 10

Хт-Рй 1; 2; 3; 4; 5; 6; 7; 8; 9; 10

гг-оэ 0,25; 0,5; 1; 1,5; 2; 3; 4; 5

0,25; 0,5; 1; 1,5; 2; 3; 4; 5; 25

0,25; 0,5; 1; 1,5; 2; 3; 4; 5

Изучение влияния отпуска на изменение фазового состава закаленных сплавов было проведено нами для некоторых сплавов систем цирконий-ванадий, цирконий-ниобий, цирконий-молибден, цирконий-рений и для всех сплавов систем цирконий-рутений, цирконий-осмий и цирконий-иридий. Главной целью при этом было исследование стабильности ю-фазы. Отпуск сплавов приводили в вакууме 1x10"3 Па при температурах 400 и 500°С с различными временами выдержки.

Исследование влияния давления на структуру циркония и его сплавов было проведено на нелегированном цирконии, сплаве Zт-2,5 ат.% 1МЬ и сплавах системы цирконий-титан. Образцы в виде дисков диаметром 3-4 мм и толщиной 0,1 мм и в виде цилиндров или параллелепипедов толщиной 2-3 мм подвергали воздействию

всестороннего квазигидростатического давления 8 ГПа в аппарате высокого давления типа «тороид». В качестве среды, передающей давление на образец, использовали хлористый натрий. Давление в контейнере калибровали с помощью измерения электросопротивления висмута по фазовым переходам Bi I - Bi II, Bi II - Bi III, Bi III - Bi V.

Исследование влияния ударных волн на структуру циркония и его сплавов выполнялось совместно с Всероссийским научно-исследовательским институтом технической физики Российского федерального ядерного центра (г. Снежинск). Нагружение образцов проводилось во ВНИИТФ-РФЯЦ сферически сходящимися волнами напряжений с использованием специальных герметичных устройств сохранения. Для исследования было взято 6 шаров: два шара из циркония, полученного вакуумной переплавкой иодидного циркония, два шара из сплава Zr-1 мас.% Nb и два шара из сплава Zr—2,5 мас.% Nb. Шары из циркония имели радиус 24 мм и были заварены в вакууме 10"4 Па в гермочехлы из нержавеющей стали 12Х18Н10Т. Толщина чехла на шаре 1 составляла 11 мм, а на шаре 2 — 8 мм. Нагружение образцов осуществлялось сферически сходящимися детонационными волнами в системах с наружным радиусом взрывчатого вещества (ВВ) 40 мм. Опыты проводились с использованием ВВ разного состава и толщины слоя, а также с наличием или отсутствием тяжелого корпуса. Разные режимы нагружения условно были названы низкоинтенсивным и высокоинтенсивным. На наружной поверхности циркониевых шаров начальные давления превышали 30 ГПа. Шары из сплавов Zr-1 % Nb и Zr—2,5 % Nb имели радиусы 35 и 32 мм. Режимы нагружения шаров из сплавов были аналогичны режимам нагружения шаров из циркония, но в случае образцов из сплавов тяжелый корпус был изготовлен из разных материалов, что обеспечивало различные условия разгрузки. В центральной области шаров на сходящейся волне кратковременно достигались давления и температуры, достаточные для плавления циркония и его сплавов с ниобием непосредственно во фронте ударной волны.

Во второй главе приведены результаты исследования фазового состава сплавов в закаленном состоянии, данные об их твердости и микротвердости, а также об изменении фазового состава сплавов при отпуске. Установлено, что закаленные сплавы системы

цирконий-титан всех составов и сплавы системы цирконий—гафний исследованных составов являются однофазными и состоят из гексагональной а-фазы. В системе цирконий—титан для сплавов с небольшим содержанием второго компонента наблюдается линейное изменение периодов решетки, а у сплавов средних составов выявляется отклонение от линейного закона Вегарда. При этом значение периода а оказывается несколько больше, а периода с — несколько меньше значений, соответствующих линейному закону. В сплавах с металлами V, VI и VII групп при закалке образуется пересыщенная легирующим компонентном а'-фаза (табл. 2).

Таблица 2

Фазовый состав закаленных сплавов циркония с металлами V—VII групп

Ъг-Ч а' а' + со(Р) ю(Р) + сл. а со(Р) + а + ггУ2

1-3 5 8 10

гг-т а' а'+со(р) <»(3) Р+со 3

1-5 5,5-6,5 7-7,5 10-12,5 15-30

гг-Та а' а" а" + Ц7г + Зм!

1-3 5-7 9-11

Ъх-Ст а'

0,1-1

гг-Мо а' а" + со(3) юГВ) Р + ео 3

0,1-1 1,5-2 2,5 3-5 9-10,5

а' а' +

0,1-0,6 1

а' а" + ю(3) а" + ю(3) +

1* 2,5* 5*

Zт-Re а' а' + со(3) а" + ю(0) со(р) З+со Р + (0 + гг2Яе

0,1-0,5 1 1,5 2 2,5—4 5

* Сплавы после охлаждения на медном поду.

Впервые в циркониевых сплавах обнаружена орторомбическая а"-фаза и установлено, что она образуется только в четырех системах:

цирконий-тантал, цирконий-молибден, цирконий-вольфрам и цирконий-рений. Периоды кристаллической решетки а'-фазы а и с с увеличением содержания легирующего компонента в сплаве уменьшаются. При переходе к а"-фазе происходит расщепление дифракционных линий, причем с увеличением содержания легирующего компонента разница между значениями а и вЫъ растет (рис. 1).

с. нм

0,5160 0,5150 0,5140 0,5130 0,5120 0,5110

a. e/v£. нм 03260 0^250 03240 03230 03220 03210 03200 03190 03180 0,0

0,5

2,0

1,0 Мо, «т.%

Рис. 1. Зависимость периодов решетки а'- и а"-фаз от состава сплава в системе цирконий-молибден.

Степень расщепления а и вНЪ в пересчете на 1 ат.% наибольшая в системе цирконий-рений. Интервал составов, в котором образуется а"-фаза

наибольший в системе цирконий-тантал, а

наименьший — в системе цирконий—рений. Граница образования а"-фазы

смещается в область меньших концентраций легирующего компонента при переходе к металлам VI и VII групп, также как и в сплавах на основе титана.

Установлено, что закалка в ледяной воде циркониевых сплавов с металлами VIII группы не обеспечивает скорость охлаждения, достаточную для протекания мартенситного Р —> а'(а") превращения: в системах цирконий-рутений, цирконий-осмий и цирконий-иридий протекает проэвтектоидный распад на а- и р-фазы, а в системах цирконий-родий, цирконий-палладий и цирконий-платина — эвтектоидный распад на a-фазу и соответствующий интерметаллид (табл. 3).

Таблица 3

Фазовый состав закаленных сплавов циркония с металлами VIII группы

Zr-Ru a+p ю(р) + a co(P) Р+Ю P

0,25-1 1,5 2 3-4 5

Zr-Rh a + Zr2Rh ®(P) P + oo в

0,5-2,2 2,65 3,2-6 10

Zr-Pd a + Zr2Pd co(P) Р+Ю P

1-4 5 6-8 9-10

Zr-Os a + p co(p) + a p + co P

0,25-0,5 1-1,5 2-4 5

Zr-Ir a+P co(P) + a P + co P + со + Zr3Ir

0,25-1 1,5-2 3-4 5

Zr-Pt a + Zr2Pt co(P) + Zr2Pt

0,25-3 4-5

Во всех исследованных системах при увеличении содержания легирующего компонента наблюдается образование со-фазы. В данной работе оо-фаза впервые обнаружена в системах цирконий—вольфрам и цирконий-платина. На основе анализа полученных результатов и литературных данных выявлена закономерность изменения минимальной концентрационной границы образования со-фазы с увеличением номера группы легирующего металла: в каждом периоде она первоначально уменьшается, а затем увеличивается. В 4 периоде она имеет минимальное значение для кобальта (1,5 ат.%), в 5 периоде — для молибдена и рутения (1,5 ат.%), а в 6 периоде — для рения и осмия (1 ат.%). Образование со-фазы происходит при наименьшем содержании легирующего компонента, в тех случаях, когда он имеет ГПУ структуру (за исключением молибдена), а последующее увеличение этой концентрационной границы наблюдается, когда легирующий компонент имеет ГЦК структуру.

Измерения периодов решетки со-фазы закаленных сплавов показали, что в сплавах системы цирконий-ванадий они близки к периодам решетки со-фазы нелегированного циркония, полученной в нем под действием высокого давления; в остальных сплавах значение

периода а близко к значению периода решетки а со-фазы высокого давления циркония, либо несколько выше этого значения, а значение периода с всегда ниже значения с со-фазы высокого давления циркония.

В сплавах циркония с ниобием, молибденом, рутением, родием, палладием и осмием определена концентрационная граница 100 % сохранения при закалке р-фазы и для 5 периода установлена закономерность ее изменения с увеличением номера группы легирующего металла: первоначально она уменьшается (до рутения, для которого она составляет 5 ат.%), а затем увеличивается, также как и минимальная концентрационная граница образования со-фазы.

Определены периоды решетки метастабильной Р-фазы ар и обнаружено, что в сплавах, в которых при закалке фиксируется двухфазное (Р + <д)-состояние, наблюдается отклонение ар в сторону меньших значений от значений, рассчитанных по правилу Вегарда (рис. 2). Такое отклонение свидетельствует о том, что содержание легирующего компонента в метастабильной р-фазе больше, чем в высокотемпературной р-фазе до закалки, то есть в процессе закалки происходит разделение р-фазы на обедненные и обогащенные легирующим компонентом области и со-фаза образуется в обедненных областях.

Твердость и микротвердость закаленных сплавов циркония закономерно изменяются с увеличением содержания легирующего компонента в сплаве, коррелируя с изменением фазового состава сплавов и их микроструктуры. При этом изменение обеих этих

а, нм

0,3570 0,3560 0,3550 0,3540 0,3530 0,3520 0.3510 0,3500 0,3490

9 II 13 15 17 19 21 23 25 27 29 31 ГЧЬ, «т.%

Рис. 2. Зависимость периода решетки р-

фазы от состава в сплавах системы цирконий—ниобий; штриховая линия — период <зр_ рассчитанный по правилу Вегарда.

характеристик происходит аналогично, поэтому остановимся только на рассмотрении изменения микротвердости.

По характеру изменения прочностных характеристик циркониевые сплавы можно разделить на 4 группы. К 1-ой группе относятся сплавы циркония с титаном и гафнием. Фазовый состав этих сплавов один и тот же для всех концентраций легирующего металла— а-фаза. В системе цирконий-титан минимальное значение Нм имеет нелегированный титан, микротвердость нелегированного циркония несколько выше. С увеличением содержания как титана в цирконии, так и циркония в титане, значения микротвердости быстро возрастают и в области концентраций 30-80 ат.% титана достигают максимальных значений. При исследовании микроструктуры сплавов этой системы было обнаружено, что в слаболегированных сплавах образуется реечный мартенсит, а в сплавах с содержанием титана от 30 до 70 ат.% — в основном пластинчатый внутренне двойникованный мартенсит.

К 2-ой группе принадлежат сплавы систем цирконий-ванадий, цирконий-хром и цирконий-ниобий, которые после закалки имеют структуру а'-фазы и гексагональная симметрия мартенсита сохраняется во всей области его существования. В сплавах этой группы при определенном содержании легирующего компонента возможно образование также со-фазы. В качестве примера рассмотрим систему цирконий-ванадий (рис. 3, а). Из приведенного графика видно, что микротвердость сплавов монотонно возрастает с увеличением содержания ванадия вплоть до сплава с 8 ат.% ванадия. Повышение Н„ в этой системе коррелирует с изменением, как морфологии мартенсита, так и фазового состава. При этом микротвердость сплавов, содержащих са-фазу, существенно выше, чем микротвердость сплавов системы цирконий-титан.

К 3-ей группе относятся сплавы систем, в которых при достижении концентрации легирующего металла Са» гексагональный мартенсит меняет свою симметрию на орторомбическую. Анализ изменения микротвердости этих сплавов показывает, что переход от а'-фазы к а"-фазе сопровождается небольшим понижением Н^, хотя и не таким заметным, как в сплавах на основе титана.

К 4-ой группе принадлежат сплавы циркония с металлами платиновой группы. Ход изменения микротвердости для сплавов этой

группы напоминает ход изменения Нц для сплавов 2-ой или 3-ей группы, но на первом участке они имеют фазовый состав (а + Р) или а + соответствующий интерметаллид. В качестве примера рассмотрим систему цирконий-палладий (рис. 3, б). После первоначального увеличения при введении в сплав 1 ат.% палладия наблюдается монотонный рост Нц. Этот участок кривой соответствует фазовому составу (а + 2г2Рс1). Появление со-фазы вызывает более резкое увеличение микротвердости. При дальнейшем увеличении содержания легирующего компонента в сплаве немного падает, что свидетельствует об уменьшении количества со-фазы и увеличении количества остаточной р-фазы.

Нм, МПа

Нц,МПа

Рис. 3. Изменение микротвердости закаленных сплавов систем цирконий—ванадий (а) и цирконий-палладий (б) в зависимости от

состава сплава.

Анализ полученных данных показывает, что во всех исследованных системах твердость и микротвердость достигают максимальных значений в сплавах с максимальным количеством со-фазы и имеют приблизительно одинаковую величину независимо от типа легирующего металла.

На основе систематического исследования кинетики распада р-твердого раствора установлено, что стабильность со-фазы зависит от легирующего металла и его содержания в сплаве. Обнаружено, что среди исследованных систем наибольшую стабильность со-фаза имеет в системе цирконий-осмий.

Определение периодов решетки са-фазы показало, что в процессе отпуска они приближаются к периодам решетки га-фазы высокого давления. Это свидетельствует о том, что ю-фаза обедняется легирующим компонентом.

В системах цирконий-рутений, цирконий-осмий и цирконий-иридий было обнаружено, что периоды решетки фаз изменяются в течение некоторой продолжительности отпуска, а затем остаются постоянными. Изменение интенсивности линий со-фазы на дифрактограммах в процессе отпуска указывает на то, что количество со-фазы в сплавах сначала увеличивается до некоторого значения, а затем остается постоянным вплоть до начала образования а-фазы. Это свидетельствует о том, что между ю-фазой и р-фазой устанавливается метастабильное равновесие.

Третья глава посвящена изложению результатов исследования морфологии и структуры мартенсита в цирконии и его сплавах с переходными металлами IV—VII групп периодической системы элементов. Установлено, что в цирконии и слаболегированных сплавах при закалке образуется реечный мартенсит (рис. 4).

Параллельные рейки формируют пакеты и имеют, как правило, близкую ориентацию. В некоторых случаях в пакете встречаются рейки, находящиеся в двойниковой ориентации по отношению к

10Í0

Рис. 5. Определение габшусных плоскостей реечного мартенсита в закаленном цирконии.

Рис. 4. Реечный мартенсит в закаленном сплаве Zr-1 ат.% V.

соседним рейкам. При этом плоскость двойникования совпадает с плоскостью {1011} а-фазы. Плотность дислокаций внутри реек невелика, а сами рейки отделены друг от друга малоугловыми границами.

С помощью методов прикладной кристаллографии было проведено определение габитусной плоскости реечного мартенсита а-фазы в цирконии. Поскольку остаточная Р-фаза между рейками не наблюдается, то тип габитусной плоскости можно определить только по отношению к собственной решетке а-фазы. Процедура определения габитусной плоскости показана на рис. 5. На стереографической проекции (0001) а-фазы черными кружками отмечены оси зон некоторых электронограмм, которые использовались для определения габитусной плоскости. Анализ показал, что ею могут быть три кристаллографически неэквивалентные плоскости: {1010}, {1120} и {1011}. По всей видимости, основной габитусной плоскостью реечного мартенсита является плоскость {1010}, которая наиболее часто встречается при проведении анализа. Плоскость {1011} наблюдается в том случае, когда соседние рейки находятся в двойниковом положении по отношению друг к другу. Используя ориентационные соотношения Бюргерса, можно установить, что для некоторых вариантов плоскость {1010} а-фазы соответствует плоскости {112} р-фазы.

На основе анализа данных о ширине области а'-фазы с морфологией реечного мартенсита и о толщине реек в пакете высказано предположение о том, что значение Мн в сплавах циркония с переходными металлами IV—VI групп периодической системы элементов возрастает в следующей последовательности: цирконий-молибден, цирконий-вольфрам, цирконий-хром, цирконий-ванадий, цирконий-ниобий, цирконий-тантал, цирконий-гафний, цирконий-титан. Имеющиеся в литературе сведения о Мн хорошо согласуются с этой последовательностью.

Увеличение концентрации легирующего элемента в сплаве приводит к появлению мартенсита смешанной морфологии. В зависимости от типа легирующей добавки эта смешанная морфология может быть различной. Так, в сплавах системы цирконий—титан

наблюдается смесь реечного и пластинчатого мартенсита. В сплавах с сильной зависимостью М„ от состава переход от реечного мартенсита к пластинчатому внутренне двойникованному осуществляется через промежуточную стадию — двойниковый мартенсит. Наиболее ярко выраженный двойниковый мартенсит наблюдается в системе цирконий-молибден (рис. 6, а). Характерной особенностью мартенсита такой морфологии является наличие большого количества двойников, которые имеют различную конфигурацию, толщину и протяженность.

Рис. 6. Двойниковый мартенсит в закаленном сплаве Zт-0У2 ат.% Мо (а) и пластинчатый мартенсит в закаленном сплаве 2т-1 ат.% Мо (б).

При некотором содержании легирующего компонента в структуре закаленных сплавов наблюдается переход к пластинчатому внутренне двойникованному мартенситу (рис. 6, б). Грубо такую структуру можно разделить на две составляющие: крупные первичные мартенситные пластины и вторичные мартенситные пластины, размер которых примерно на порядок меньше. Обычно первичные мартенситные пластины содержат внутри себя двойники превращения с плоскостью двойникования {1011} а'-фазы, но встречаются также первичные пластины и без двойников. Концентрация легирующего элемента, при которой происходит переход к пластинчатому внутренне двойникованному мартенситу, уменьшается при увеличении номера группы легирующего металла. Появление трех морфологических форм мартенсита в циркониевых сплавах

обусловлено влиянием двух факторов — анизотропией скорости роста образующейся низкотемпературной фазы и типом сопровождающего этот рост механизма аккомодации упругой энергии.

Все три фазы (а, р и со), образующиеся в циркониевых и титановых сплавах, кристаллографически связаны между собой и при изменении температуры и давления могут переходить друг в друга. Однако, имеющиеся в литературе механизмы Р -» а, Р —>йиа->ш превращений существенно отличаются друг от друга. Мы разработали атомно-кристаллографические механизмы перестройки решетки для р а и а со превращений, основанные на одинаковых исходных положениях.

В основе механизма Р —> а превращения лежит распространение локализованных волн смещения наиболее плотно упакованных рядов атомов <111> Р-фазы. Перестройка решетки р-фазы в решетку а-фазы происходит путем распространения от зародышевой плоскости {112} Р-фазы локализованных волн смещения рядов атомов <111> в плоскостях {110} р-фазы (рис. 7). В начальной плоскости при прохождении волны смещений каждый 5 ряд остается неподвижным, а 1-2 и 3-4 ряды смещаются в противоположные стороны. Смещения атомов во всех нечетных плоскостях {110} идентичны. В четных плоскостях {110} нет общих атомов на границе кристаллов р- и а-фаз, и волна смещений в них оказывается сдвинутой относительно волны смещений в нечетных плоскостях на половину периода. Кроме того, для того, чтобы атомы в этих плоскостях попали в конечные положения, отвечающие положению атомов в решетке а-фазы, необходим дополнительный, одинаковый для всех атомов, сдвиг (то есть сдвиг всей атомной плоскости) в направлении < 0110> а-фазы. В результате таких двух последовательных операций, а именно, распространения волн смещения во всех плоскостях {110} Р-фазы и сдвига четных плоскостей в направлении <0110>а, формируется решетка а-фазы. Предложенный механизм позволяет объяснить особенности р —> а превращения, наблюдаемые экспериментально, в частности, тип габитусной плоскости реечного мартенсита гексагональной а-фазы и наличие в пакете реек только близкой или двойниковой ориентации.

Рис. 7. Схема перестройки решетки при р —> а превращении с помощью распространения локализованных волн смещения

рядов атомов <111> Р-фазы: а — смещения атомов в нечетных плоскостях {110} р-фазы; б — смещения атомов в четных плоскостях {110} р-фазы; о — положение атомов в решетке Р-фазы, • — положение атомов в

решетке а-фазы.

Проведенное исследование показало, что для циркониевых сплавов с металлами VIII группы закалка в ледяной воде по скорости охлаждения является промежуточной между скоростью, которая обеспечивает протекание мартенситного р -» а'(а") превращения, и

скоростью, при которой протекание эвтектоидного распада приводит к формированию равновесных структур доэвтектоидного, эвтектоидного или заэвтектоидного типа. В этих сплавах в процессе закалки формируется двухфазная структура пакетного типа, состоящая из реек а-фазы и прослоек обогащенной легирующим элементом р-фазы (в системах цирконий-рутений, цирконий-осмий и цирконий-иридий) или из реек а-фазы и частиц интерметаллида гг2Ме, расположенных преимущественно на границах реек (в системах цирконий-родий, цирконий-палладий и цирконий-платина) (рис. 8).

а б

Рис. 8. Микроструктура закаленных сплавов Ег-0,25 ат.% Р1 (а) и гг-2 ат.% Рс1 (б): а — светлопольное изображение; б — темнопольное изображение в рефлексе интерметаллида гггР<1.

В четвертой главе рассмотрены особенности образования и морфология со-фазы в сплавах циркония с переходными металлами У-УШ групп периодической системы элементов. Показано, что при переходе к со-фазе наблюдается промежуточная область, в которой а'(а")- и со-фазы существуют одновременно, формируя структуру, состоящую из мартенситных пластин и областей со-фазы с частицами, принадлежащими одному варианту ориентационных соотношений, между ними (рис. 9, а). При увеличении в сплаве содержания легирующего компонента количество мартенситных пластин в структуре уменьшается, и при некоторой концентрации они полностью исчезают. Размер областей ю-фазы с частицами одной

ориентации зависит от типа легирующего металла и его содержания в сплаве. С увеличением содержания легирующего компонента эти области уменьшаются в размерах так же, как и уменьшается плотность частиц со-фазы в них,? кроме того, распределение частиц со-фазы становится более однородным. В системе цирконий-ниобий в отличие от других систем частицы со-фазы распределены достаточно однородно.

а б

Рис. 9. Темнопольные изображения со-фазы в закаленном сплаве Хт-2 ат.% Мо (а) и сплаве гг-10 ат.% 1МЬ после закалки и отпуска 400°С — 5 ч (б)

Для сплавов системы цирконий-платина обнаружено диффузное рассеяние электронов нового типа, которое связано с решеткой со-фазы, а не с решеткой Р-фазы, в отличие от других систем. Диффузные эффекты имеют форму колец с неоднородным распределением интенсивности и область "нулевой интенсивности", которая в большинстве случаев расположена перпендикулярно к вектору, связывающему их с узлом (ООО). Обычно наиболее интенсивной является та сторона диффузного эффекта, которая ориентирована к узлу (ООО). На электронограмме с осью зоны [100] диффузные эффекты имеют форму двойных дужек, ориентированных выпуклой стороной в противоположные стороны. Анализ положений диффузных эффектов на электронограммах с разными осями зон позволяет установить, что только некоторая их часть связана с узлами обратной решетки со-фазы (диффузные кольца касаются рефлексов со-фазы),

другая часть диффузных эффектов расположена вне рефлексов со-фазы.

Отпуск закаленных сплавов приводит к росту частиц со-фазы. В отличие от закаленного состояния после старения частицы со-фазы распределены более однородно и не образуют скоплений с одной и той же ориентацией. Размер частиц со-фазы зависит от состава сплава и режима термической обработки. Максимальный размер частиц со-фазы может дрстигать 100 нм. В процессе роста частицы со-фазы приобретают кубическую форму (рис. 9, б). В тех сплавах, которые после закалки были метастабильными Р-сплавами, в процессе отпуска также образуется со-фаза, частицы которой первоначально имеют равноосную форму, а в процессе отпуска становятся кубическими. В некоторых случаях можно обнаружить, что частицы со-фазы выстраиваются вдоль направлений <100> ОЦК решетки, образуя характерную модулированную структуру.

Если содержание легирующего компонента в р-фазе, имеющей ОЦК решетку, определяется достаточно просто из значений периода ее решетки, то вопрос о содержании легирующего компонента в со-фазе с® является сложным и не решен до настоящего времени. С нашей точки зрения наиболее правильное значение содержания легирующего компонента в со-фазе можно получить, если использовать удельный объем О, приходящийся на один атом. Его можно определить для со- и р-фаз из их периодов решетки. Для нелегированного циркония Г20> = 0,022915 нм3, а Пр = 0,023092 нм3. Видно, что при переходе от р-фазы к со-фазе происходит изменение Л. Можно предположить, что в процессе перестройки решетки р-фазы в решетку со-фазы для всех сплавов отношение сохраняется

постоянным независимо от их состава. Такое предположение находит подтверждение при определении Г2РЮШ для сплавов, подвергнутых воздействию высокого давления. Определяя экспериментально мы можем пересчитать его в Пр, из определить ар, а из ар — содержание легирующего компонента, которое и будет его содержанием в со-фазе. На основе применения этого метода установлено, что сш всегда меньше, чем содержание легирующего компонента в сплаве, и процессе отпуска со-фаза обедняется практически до чистого циркония.

Впервые в системе цирконий-ванадий обнаружено протекание метастабильного эвтектоидного распада, приводящего к формированию структуры перлитного типа, состоящей из метастабильной со-фазы, которая имеет массивных характер, и пластин интермедаллида ЪхЧг (рис. 10). Распад р-фазы на <о-фазу и интерметаллид ЪхЧ-^ является процессом метастабильным и может протекать только в температурно-концентрационной области существования со-фазы. Обнаружение метастабильного эвтектоидного распада свидетельствует . о том, что метастабильная диаграмма состояния имеет более сложное строение. К формированию метастабильной диаграммы состояния эвтектоидного типа приводит пересечение продолжения линии р/р + 2гтМе„ и линии, ограничивающей область существования со-фазы (кривой расслоения метастабильного Р-твердого раствора).

а б

Рис. 10. Микроструктура закаленного сплава 0 ат.% V: а — светлопольное изображение; б — темнопольное изображение в рефлексе {311} интерметаллида

В пятой главе приводятся результаты изучения структурного механизма образования со-фазы под действием высокого давления. Показано, что в отличие от со-фазы, образующейся при легировании циркония Р-стабилизаторами, со-фаза высокого давления имеет массивные размеры и в значительной степени наследует морфологические формы реечного или пластинчатого мартенсита исходной а(а')-фазы (рис. 11, а). При этом в сплавах с пластинчатой

морфологией наблюдается исчезновение двойников превращения и внутри мартенситной пластины образуется со-фаза только одной ориентации (рис. 11,6).

а б

Рис. 11. Структура сплава Ъх-2,Ъ ат.% ЫЬ после закалки и воздействия

давления 8 ГПа: а — светлопольное изображение; б — микроэлектронограмма с внутренней части первичной мартенситной пластины, ось зоны [011] «-фазы.

Характерной особенностью оо-фазы высокого давления является появление на электронограммах эффектов диффузного рассеяния, имеющих вид штрихов, соединяющих рефлексы со-фазы (рис. 11, б). Из-за наличия эффектов динамического рассеяния на некоторых электронограммах наблюдаются диффузные штрихи, проходящие через нулевой узел. Однако в ряде случаев удавалось получить электронограммы от со-фазы, на которых такие диффузные штрихи отсутствуют. Построение областей диффузного рассеяния с помощью серии электронограмм показало, что они имеют вид плоскостей,

Рис. 12. Обратная решетка со-фазы с плоскостями диффузного рассеяния.

совпадающих с плоскостями (0001) обратной решетки со-фазы (рис. 12). Обнаруженному типу диффузного рассеяния в прямом пространстве соответствуют линейные дефекты смещения рядов атомов [0001] со-фазы.

Установлено, что в системе цирконий-титан величина критического давления перехода а-фазы в со-фазу меняется нелинейным образом: понижается при приближении к чистым компонентам и повышается в области средних составов. В интервале концентраций от 40 до 95 ат.% титана со-фаза при давлении 8 ГПа не образуется. С изменением фазового состава сплавов системы цирконий-титан коррелирует изменение их микротвердости. Максимальное увеличение Нц после воздействия давления наблюдается для чистых циркония и титана, в которых образуется максимальное количество со-фазы. С уменьшением количества со-фазы прирост микротвердости уменьшается, и значения микротвердости сплавов, в которых со-фаза не образуется, совпадают с их Нц после закалки. Необходимо отметить, что значение микротвердости ю-фазы высокого давления в чистом цирконии меньше, чем значение Нц для закаленных сплавов циркония, содержащих со-фазу в виде частиц. Это свидетельствует о том, что на величину Нд существенное влияние оказывает морфология со-фазы.

Нам удалось определить периоды решетки со-фазы, полученной под действием давления, с достаточной точностью только для циркония (а = 0,5036, с = 0,3130 нм, с/а = 0,622) и сплавов гг-2,5 ат.% №> (а = 0,5029, с = 0,3118 нм, с/а = 0,620), гг-2,5 ат.% Л (а = 0,5025, с = 0,3125 нм, с/а = 0,622) и Ъх-Ъ ат.% "Л (а = 0,5020, с = 0,3121 нм, с/а = 0,622). Сравнение с данными, полученными в главе 2, показало, что со-фаза высокого давления в сплаве Ъх-2,Ъ ат.% ЫЬ имеет существенно более низкие значения периодов решетки, чем в отпущенных сплавах системы цирконий-ниобий, в которых на стадии метастабильного (р + со) равновесия ее периоды решетки близки к периодам решетки со-фазы высокого давления циркония. Это подтверждает сделанное в главе 4 заключение о том, что сш в закаленных сплавах циркония всегда меньше содержания легирующего компонента в сплаве и в процессе отпуска она обедняется практически до чистого циркония.

Полученные значения периодов решетки позволяют оценить изменение атомного объема П при а —> оо и р —> ю превращениях в этих сплавах. Некоторая сложность возникает при определении для сплавов системы цирконий—титан, поскольку в литературе имеются различные данные о периоде решетки р-фазы титана при комнатной температуре: ар.1 = 0,3282 нм или ар.2 = 0,3275 нм согласно данным разных авторов. Мы использовали оба эти значения и получили, что для циркония и сплавов Zт-2,5 ат.% №>, 2г-2,5 ат.% "П и гг-5 ат.% Т) отношение ар/аш составляет 1,00772; 1,00865; 1,00711 и 1,0041 (для ар.0 или 1,0037 (для ар.2), а Па/Пт — 1,01558; 1,01621; 1,01418 и 1,0126. Видно, что наблюдается некоторый разброс этих значений для различных сплавов, однако в целом они близки к таковым для циркония. Необходимо отметить, что наибольшую ошибку в определение П™, и вносит ошибка определения периодов решетки соответствующих фаз.

В основе механизма а со превращения, предложенного нами, лежат те же самые представления о распространении локализованных волн смещений плотноупакованных рядов атомов, как и в случае р -> а превращения. "Зародышевой" плоскостью в этом случае является плоскость {1010} а-фазы, а "носителями превращения" — ряды атомов <1120>а. Для образования плоскости {1120} оо-фазы из плоскости (0001) а-фазы необходимы перемещения атомов, показанные на рис. 13 стрелками. Так же, как и в случае р -» а превращения, волна смещений в четных плоскостях (0001) а-фазы сдвинута относительно волны в нечетных плоскостях, но на 1/12 периода, и для формирования решетки со-фазы необходим дополнительный сдвиг этих плоскостей в направлении < 1100 > а-фазы (или < 1100 > аз-фазы). Таким образом, кристаллическая решетка оо-фазы образуется из решетки а-фазы в результате распространения волн смещений рядов атомов <1120>а во всех плоскостях (0001) а-фазы и дополнительного сдвига четных плоскостей в направлении < 1100 > а. Предложенный механизм позволяет объяснить основные особенности а —> со превращения, экспериментально наблюдающиеся в исследованных сплавах, а

именно, существование двух типов дефектов в со-фазе, наследование исходных морфологических форм реечного или пластинчатого мартенсита, а также исчезновение двойников превращения внутри мартенситных пластин.

№яй«— шмат»

6

Рис. 13. Схема перестройки решетки при а со превращении с помощью распространения локализованных волн смещения рядов атомов < 1120 > а-фазы: а — смещения атомов в нечетных плоскостях (ООО 1) а-фазы; б— смещения атомов в четных плоскостях (0001) а-фазы; о —положение атомов в решетке а-фазы, • — положение атомов в решетке со-фазы.

Класс превращений, протекающих в условиях высокого давления, может быть расширен при сочетании давления с температурой. В этом случае появляется возможность осуществления р со превращения в цирконии, титане и слаболегированных сплавах на их основе. Такое превращение было изучено нами в сплаве 2т-2,5 ат.% N1). Исследование показало, что образующаяся при Р —> со превращении под давлением со-фаза имеет вид зерен различной формы и не содержит дефектов, характерных для со-фазы, полученной при а —> со превращении.

Омега-фаза при атмосферном давлении является метастабильной и при повышении температуры переходит в а-фазу. Изучение обратного со а превращения было проведено на цирконии и сплаве гг-2,5 ат.% ЫЬ. Установлено, что верхней границей стабильности ю-фазы является температура 500°С. При понижении температуры отпуска скорость со —> а превращения существенно замедляется. Кривая, характеризующая полный переход со-фазы в а-фазу в сплаве гг-2,5 ат.% №>, смещается в сторону более длительных продолжительностей отпуска.

При изучении структурных особенностей со -» а превращения установлено, что происходит восстановление структуры реечного или пластинчатого мартенсита. Особенностью со —> а превращения в цирконии является появление в отдельных рейках двойников. В сплаве 2г-2,5 ат.% ЫЬ наблюдается восстановление двойников внутри мартенситных пластин. Кроме того, в некоторых пластинах наблюдается двойникование по двум эквивалентным системам. Появление двойников в цирконии и двойникование по нескольким эквивалентным системам в сплаве гг-2,5 ат.% ЫЬ связано с аккомодацией упругих напряжений.

Шестая глава посвящена изучению влияния сферически сходящихся ударных волн на структуру циркония и его сплавов с ниобием. Образцы, сохранившиеся после ударно-волнового нагружения, имеют форму толстостенной сферической оболочки. В центральной части первоначально сплошных шаров образовались полости различного размера (рис. 14). Поэтому средняя объемная деформация образцов была неодинакова. Из-за специфики нагружения деформация каждого из слоев шара е(Я, 0 была различна и менялась в

значительных пределах. Наибольшую остаточную деформацию г^г) в каждом шаре испытывают внутренние слои.

При ударно-волновом

нагружении сферически сходящимися волнами напряжений изменение давления и температуры в каждом слое шара, их амплитудные значения, время действия зависит не только от величины и длительности начального импульса давления, но также и от глубины залегания слоя в шаре. В процессе приложения и снятия импульсной нагрузки изменение фазового состава материала в каждом слое определяется соответствующим для него изменением температуры и давления на фазовой (Р, Т)-диаграмме. Траектории изменения давления и температуры для слоев, расположенных на различных расстояниях R от центра шара, были рассчитаны сотрудниками ВНИИТФ-РФЯЦ для циркония для обоих режимов нагружения (рис. 15 и 16). Режимы нагружения были выбраны с таким расчетом, чтобы реализуемые в образцах параметры течения P(R, t) и T(R, t) перекрывались в некоторой области по радиусу. Это позволило наиболее оптимальным путем изучить всю область фазовых превращений а -» со —» ß —» L с помощью послойного анализа структуры всего двух обжатых и сохраненных шаров.

Исследование показало, что образец циркония 1, подвергнутый низкоинтенсивному режиму нагружения, состоит из а- и со-фаз. Максимальное количество ш-фазы наблюдается в слоях, расположенных вблизи наружной поверхности образца. По мере приближения к центру шара оно уменьшается, вплоть до полного исчезновения. Образец 2 после высокоинтенсивного режима

Рис. 14. Вид меридионального сечения образца сплава 2!г—1 % № после высокоинтенсивного режима нагружения.

нагружения состоит только из а-фазы. Это различие можно легко объяснить, если рассмотреть рассчитанные траектории изменения давления и температуры.

2000 1600 ,1200

800 \

400

R-7MM

! У\

0-'"Г 60 ; - • 80

16000 'V

12000

О

^ 8000

/Ъ/Ц

4000

0 . ' ' 200 400. 600 800 Р. ГПа Р. ГПа

Рис. 15. Рассчитанные траектории изменения в (Г, 7)-координатах высоко (а) и глубоко (б) расположенных лагранжевых частиц

в опыте 1:

1 — адиабата однократного ударного сжатия циркония; 2 — изэнтропы разгрузки; 3 — огибающая состояний в волне изэнтропического дожатая; 4 — огибающая состояний вторичного ударного сжатия в отраженной от центра ударной волне; 5—кривая плавления циркония по критерию Линдемана.

U-Змм

400 . 600 .800 Р. ГПа

Рис. 16. Рассчитанные траектории изменения в (Р, 7)-координатах высоко (а) и глубоко (б) расположенных лагранжевых частиц в опыте 2, обозначения, как на рис. 15.

Величина давления на поверхности обоих шаров превышает давление перехода от а- к со-фазе. Поэтому во всем объеме шаров в процессе распространения импульса нагрузки происходит переход в со-фазу. При снятии нагрузки в тех слоях шара, для которых изэнтропы разгрузки пересекают ось температур выше температур 450-500°С, ю-фаза в процессе дальнейшего охлаждения образца переходит в равновесную а-фазу. В том случае, когда изэнтропы разгрузки пересекают ось температур ниже указанного температурного интервала, со-фаза в соответствующих слоях сохраняется в метастабильном состоянии. Такая ситуация выполняется для внешних слоев образца 1 при 10 ^ Я ^ 24 мм. Для образца 2 траектории состояний всех слоев пересекают ось температур выше 450°С, поэтому со-фаза в нем отсутствует.

При электронно-микроскопическом исследовании со-фаза в цирконии в некоторых случаях наблюдается в виде пластин, чередующихся с пластинами а-фазы, при этом между ними выполняются следующие ориентационные соотношения: (0001)« ¡1 (1120)ш; <1120>„ || [0001]«,.

В исходном состоянии цирконий имел структуру, состоящую из зерен а-фазы со средним размером 500-600 мкм. Внутри зерен присутствовали многочисленные двойники, расположенные по нескольким эквивалентным системам. При металлографическом исследовании с использованием поляризованного света обнаружено, что воздействие сферической ударной волны приводит к измельчению структуры, как за счет протекания фазовых превращений, так и за счет появления большого количества деформационных двойников. При этом дисперсность структуры и размеры двойников существенно изменяются в зависимости от глубины залегания слоя. В приповерхностных слоях образца 1 двойники имеют наибольшую толщину и протяженность, а отдельные фрагменты структуры содержат относительно небольшое число двойников. С увеличением глубины залегания слоя степень дисперсности структуры постепенно возрастает, а расположение двойников становится более упорядоченным. В слоях, прилегающих к внутренней полости, в некоторых случаях на поверхности шлифов наблюдаются геометрически правильные узоры в виде своеобразного орнамента.

Иногда на фоне новой двойникованной структуры просматриваются контуры исходных крупных двойников.

Более существенное изменение структуры происходит в образце 2. Двойники в нем присутствуют только в приповерхностных и средних по глубине залегания слоях. В ближайшем к наружной поверхности слое встречаются участки с крупными двойниками (рис. 17, а). Структура более глубоких слоев характеризуется высокой плотностью двойников и однородностью их распределения (рис. 17, б). При приближении слоя к полости наблюдается переход к мелкозернистой структуре с зерном микронного размера, причем в смене морфологии нет четкой границы. Образующиеся мелкие зерна появляются вдоль границ тонких, гомогенно расположенных двойников. В более глубоких слоях двойники полностью исчезают и наблюдается мелкозернистая структура. При дальнейшем приближении к полости размер зерна возрастает.

а б

Рис. 17. Структура образца 2 в зависимости от глубины залегания слоя, поляризованный свет: а — внешние слои; б—средние слои.

Электронно-микроскопическое исследование показывает, что пластическая деформация скольжением приводит к появлению во всех слоях образца 1 и в значительной части слоев образца 2, прилегающих к поверхности нагружения, большого количества дислокаций. Дислокации наблюдаются и в а-фазе, и в со-фазе. Наиболее высокая плотность хаотически распределенных дислокаций обнаруживается во внешних слоях образца 1. В отдельных местах плотность дислокаций

настолько высока, что какие-либо количественные оценки практически невозможны. С увеличением глубины залегания слоя в образце 1 распределение дислокаций становится неоднородным: наряду с участками с высокой плотностью однородно распределенных дислокаций появляются участки с очень мелкой ячеистой структурой. В слоях, прилегающих к полости, имеются участки с хорошо развитой ячеистой структурой, участки с полигональной структурой и участки с очень низкой плотностью дислокаций. В некоторых местах можно обнаружить присутствие зародышей рекристаллизации (микрокристаллитов).

В образце 2, претерпевшем более интенсивное нагружение, в приповерхностных слоях структура а-фазы сильно фрагментирована и неоднородна. Наряду с участками с ячеистой структурой встречаются участки с однородным и неоднородным распределением дислокаций. Микродвойники встречаются сравнительно редко. С увеличением глубины залегания слоя количество микродвойников существенно возрастает, а плотность дислокаций понижается. В более глубоких слоях формируется полигональная структура, наряду с которой начинают появляться рекристаллизованные зерна. При приближении к полости происходит резкое изменение структуры: уменьшается количество дислокаций, полностью исчезают микродвойники, а зерна а-фазы имеют совершенные границы. Такое изменение структуры в основном обусловлено более существенным разогревом внутренних слоев образца в процессе ударно-волнового воздействия и более высокими остаточными температурами в нем.

Сплавы 2г-1 % N1) и Хт—2,5 % N1) в исходном состоянии имели двухфазную структуру, состоящую из зерен а-фазы со средним размером ~ 3 мкм, разделенных тонкими прослойками Р-фазы, имеющей состав, близкий к монотектоидной точке. При нагружении образцов из этих сплавов были обнаружены некоторые отличия от образцов из циркония. Так в случае высокоинтенсивного режима нагружения вокруг полости наблюдается область нестабильного пластического течения материала (рис. 14). Границы этой области имеют вид "протуберанцев".

Омега-фаза сохраняется в исследованных сплавах также как и в цирконии только после низкоинтенсивного режима нагружения. Ее количество максимально вблизи внешней поверхности шаров, на

расстояниях примерно от 2 до 4 мм от поверхности нагружения, и уменьшается при приближении к полости. В слоях, расположенных на расстояниях х > 13,5 мм, со-фаза полностью отсутствует. Количество ю-фазы в сплаве Ът~2,5 % ЫЬ существенно больше, чем в сплаве

Металлографическое исследование показывает, что структура образцов после низкоинтенсивнош режима нагружения с удалением от поверхности шара практически не меняется и выглядит такой же, как структура сплавов в исходном состоянии. После высокоинтенсивного режима нагружения структура сплавов вне областей нестабильного пластического течения практически такая же. В областях нестабильного пластического течения наблюдаются участки с мартенситной структурой, что свидетельствует о том, что температура в этих областях после завершения волновых процессов была выше температуры полиморфного превращения, а скорость охлаждения — достаточно высокой. Участки с мартенситной структурой в этих слоях обнаруживаются также при электронно-микроскопическом исследовании.

Полученные результаты свидетельствуют о том, что в отличие от чистого циркония в цирконий-ниобиевых сплавах не происходит образование двойников деформации. Такое различие связано, по-видимому, с существенно меньшим размером зерна в этих сплавах по сравнению с размером зерна в цирконии.

Во всех исследованных образцах было обнаружено образование полос адиабатического сдвига (ПАС). Количество ПАС и их распределение зависят как от условий нагружения, так и от содержания ниобия в сплаве, однако интенсивность нагружения является более существенным фактором, чем содержание ниобия. После низкоинтенсивного режима нагружения ПАС наблюдаются главным образом вблизи полости. С увеличением интенсивности нагружения количество ПАС увеличивается, область их образования ■ расширяется и смещается к внешней поверхности шаров.

В большинстве случаев полосы адиабатического сдвига распространяются криволинейно. В процессе своего распространения они могут разделяться на более мелкие полосы, в результате чего ПАС приобретает древовидное строение. Наибольшее ветвление полос наблюдалось в цирконии после высокоинтенсивного режима

нагружения. Степень ветвления ПАС уменьшается при легировании циркония ниобием.

Анализируя сечения полос адиабатического сдвига на двух взаимно перпендикулярных поверхностях, мы установили, что они имеют форму протяженных ленточек с различной толщиной и шириной. Ширина таких ленточек может достигать нескольких сотен микрометров.

Источниками образования ПАС могут быть различные дефекты структуры. В некоторых случаях мы наблюдали образование ПАС от дефектов на внешней поверхности шаров. Другим источником образования ПАС являются протуберанцы, ограничивающие область нестабильного пластического течения, формирующуюся в сплавах гг-ИЬ при высокоинтенсивном режиме нагружения.

Присутствие различных дефектов в структуре материала не препятствует распространению полос адиабатического сдвига. ПАС легко преодолевают границы зерен, двойники и образовавшиеся ранее другие полосы адиабатического сдвига. В ряде случаев в цирконии наблюдалось отражение деформационных двойников от широких ПАС. Такой характер двойников вблизи полос свидетельствует об их более позднем по сравнению с ПАС появлении в структуре материала.

а б

Рис. 18. Области плавления внутри ПАС (а) и контраст изображения ПАС в виде темной или светлой линии, окаймленной с двух сторон линиями противоположного цвета (б); цирконий после , низкоинтенсивного режима нагружения.

С увеличением амплитуды напряжения волны температура внутри полосы увеличивается быстрее, чем в окружающем материале. Это приводит к локальному плавлению материала внутри ПАС (рис. 18, а). Оптическая металлография с использование поляризованного света показывает, что в некоторых случаях ПАС наблюдаются в виде темных линий, окаймленных с обеих сторон светлыми линиями или, наоборот, в виде светлых линий, окаймленных с обеих сторон темными линиями (рис. 18, б). Появление сложной структуры внутри полосы связано, вероятно, с неоднородной локализацией деформации при увеличении ширины полосы. В ряде случаев можно обнаружить, что внутри центральной полосы зерно имеет более крупные размеры, чем зерно в периферийной части.

Внутренняя микроструктура полос адиабатического сдвига зависит от режима нагружения и содержания ниобия в сплаве. В нелегированном цирконии после низкоинтенсивного режима нагружения ПАС имеют очень мелкозернистую структуру с размером зерна 0,1-0,3 мкм. После высокоинтенсивного режима нагружения в цирконии наряду с ПАС такого типа, наблюдаются полосы, содержащие внутри себя более крупные рекристаллизованные зерна, размер которых составляет несколько микрометров. Образование субмикроскопического зерна в ПАС обусловлено сильной деформацией материала внутри нее и последующей рекристаллизацией в процессе быстрого (на изэнтропе) и медленного (после завершения волновых процессов) охлаждения. В сплавах циркония с ниобием внутри некоторых ПАС наблюдается мартенситная структура.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

Выявлены закономерности структурных и фазовых превращений в цирконии и его сплавах с переходными металлами IV-VIII групп периодической системы элементов при различных термических обработках, а также под действием высокого давления и сферически сходящихся ударных волн.

1. Впервые в циркониевых сплавах обнаружена орторомбическая а"-фаза и установлено, что она образуется только в четырех системах: цирконий-тантал, цирконий-молибден, цирконий—вольфрам и

цирконий—рений. Интервал составов, в котором образуется а"-фаза, наибольший в системе цирконий-тантал, а наименьший — в системе цирконий-рений. Граница перехода от гексагональной а'-фазы к орторомбической а"-фазе смещается в область меньших концентраций легирующего компонента при переходе к металлам VI и VII групп.

2. Впервые обнаружена со-фаза в системах цирконий-вольфрам и цирконий-платина. Выявлена закономерность изменения минимальной концентрационной границы образования оз-фазы с увеличением номера группы легирующего металла: в каждом периоде она первоначально уменьшается, а затем увеличивается. Образование со-фазы происходит при наименьшем содержании легирующего компонента, в тех случаях, когда он имеет ГПУ структуру (за исключением молибдена), а последующее увеличение этой концентрационной границы наблюдается, когда легирующий компонент имеет ПДК структуру. Установлено, что среди исследованных систем наибольшую стабильность ш-фаза имеет в системе цирконий-осмий. В системе цирконий-платина обнаружено диффузное рассеяние нового типа, которое связано с решеткой со-фазы, а не с решеткой р-фазы, в отличие от других систем.

3. В сплавах циркония с ниобием, молибденом, рутением, родием, палладием и осмием определена концентрационная граница 100 % сохранения при закалке Р-фазы и для 5 периода установлена закономерность ее изменения с увеличением номера группы легирующего металла: первоначально она уменьшается (до рутения), а затем увеличивается, также как и минимальная концентрационная граница образования со-фазы.

4. Впервые в системе цирконий-ванадий обнаружен новый тип фазового превращения — метастабильный эвтектоидный распад р~ фазы на ш-фазу и интерметаллид ЪхУг, приводящий к формированию структуры перлитного типа.

5. Обнаружено, что в цирконии и слаболешрованных сплавах с металлами У-УЦ групп при закалке образуется реечный мартенсит. С увеличением концентрации легирующего элемента в сплаве наблюдается переход от реечного мартенсита к пластинчатому внутренне двойникованному мартенситу. Концентрация легирующего элемента, при которой происходит этот переход, уменьшается при

увеличении его номера группы. В сплавах систем цирконий-молибден, цирконий-хром, цирконий-вольфрам и цирконий-рений наблюдается промежуточная структура — двойниковый мартенсит.

6. На основе разработанного в работе метода определения содержания легирующего компонента в ©-фазе (с®) установлено, что в закаленном состоянии с" всегда меньше, чем содержание легирующего компонента в сплаве, и в процессе отпуска ю-фаза обедняется практически до чистого циркония.

7. Обнаружено, что под действием высокого давления ю-фаза образуется в виде больших областей и в значительной степени наследует морфологические формы реечного или пластинчатого мартенсита исходной а(а')-фазы. При этом в сплавах с пластинчатой морфологией наблюдается исчезновение двойников превращения и внутри мартенситной пластины образуется ад-фаза одной ориентации. Установлено, что ад-фаза содержит два типа дефектов: линейные дефекты смещения рядов атомов [0001] и дефекты упаковки по плоскостям (21 10}, неупорядоченно распределенные по кристаллу. Обнаружено, что в системе цирконий-титан величина критического давления перехода а-фазы в о-фазу меняется нелинейным образом: понижается при приближении к чистым компонентам и повышается в области средних составов.

8. Предложены атомно-кристаллографические механизмы перестройки решетки при р -» а и а -> ю превращениях в цирконии, титане и их сплавах, в основе которых лежит распространение локализованных волн смещения плотноупакованных рядов атомов <111> Р-фазы или <1120> а-фазы. Показано, что эти механизмы позволяют объяснить основные кристаллографические и структурные особенности р —» а и а —> со превращений, экспериментально наблюдающиеся в изученных сплавах.

9. Проведенный анализ изменения по радиусу фазового состава и структуры циркония и сплавов Zг~l мас.% М) и &-2,5 мас.% ЫЬ, подвергнутых нагружению сферически сходящимися ударными волнами различной интенсивности, позволил связать наблюдаемые особенности с протеканием а —> со —> Р -> Ь фазовых превращений и пластической деформацией непосредственно в ударно-волновых

процессах. Установлено, что высокоскоростная пластическая деформация циркония осуществляется скольжением, двойникованием и образованием полос адиабатического сдвига (ПАС). В сплавах Zr-1 % Nb и Zr-2,5 % Nb, имеющих в исходном состоянии мелкозернистую структуру, механизм двойникования не реализуется, а увеличение интенсивности нагружения приводит к появлению в центральной части образцов области нестабильного пластического течения, связанного с потерей устойчивости кристаллической решетки.

10. Обнаружено, что характерными особенностями полос адиабатического сдвига являются их криволинейность, распространение в различных направлениях, отличающихся от радиального, и ветвление на более мелкие полосы, приводящее к древовидному строению. С увеличением интенсивности нагружения возрастает количество ПАС, их длина и ширина, а также степень ветвления. Обнаружена тонкая структура ПАС, связанная, по-видимому, с неоднородной локализацией деформации при увеличении ширины полосы.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих

работах:

1. Добромыслов A.B., Талуц Н.И., Демчук K.M., Мартемьянов А.Н. Электронно-микроскопическое исследование а —> со превращения в цирконии // ФММ. - 1984. - Т. 57. - Вып. 1. - С. 90-95.

2. Добромыслов A.B., Талуц Н.И., Демчук K.M., Мартемьянов А.Н. Исследование а ю превращения в сплаве Zr-2,5% Nb после обработки высоким давлением // ФММ. - 1985. - Т. 59. - Вып. 1. -С. 111-119.

3. Добромыслов A.B., Талуц Н.И., Демчук K.M., Мартемьянов А.Н. Осуществление ß —> е> превращения в сплаве Zr-2,5% Nb в условиях высокого давления // ФММ. - 1986. - Т. 62. - Вып. 3. - С. 541-546.

4. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Исследование структуры закаленных и отпущенных сплавов системы Zr-Ti // ФММ. -1987.-Т. 63.-Вып. 1.-С. 127-132.

5. Добромыслов A.B., Талуц Н.И., Демчук K.M., Мартемьянов А.Н. Влияние давления на образование ю-фазы в сплавах системы Zr-Ti II ФММ. - 1988. - Т. 65. - Вып. 3. - С. 588-593.

6. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Исследование обратного <з -> а превращения в Zr и сплаве Zr-2,5% Nb // ФММ. - 1988. - Т. 65. -Вып. б.-С. 1169-1175.

7. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Кристаллография и структура реечного мартенсита гексагональной а-фазы в цирконии // ФММ.

- 1989. - Т. 67. - Вып. 6. - С. 1138-1147.

8. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Механизм а -> га превращения в цирконии, титане и сплавах на их основе // ФММ. - 1990. - № 5. -С. 108-115.

9. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Электронно-микроскопическое исследование структуры сплавов системы Zr-Mo // ФММ. - 1990.

- № 12. - С. 72-80.

10. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Влияние переходных элементов V и VI групп на структуру закаленного циркония // ФММ. - 1991. -№8. -С. 163-170.

11. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Структура сплавов системы Zr-Hf // ФММ. - 1991. - № 12. - С. 92-99.

12. Добромыслов A.B., Талуц Н.И., Казанцева Н.В. Структура закаленных сплавов системы Zr-V // ФММ. - 1992. - № 9. - С. 5056.

13. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Образование а"-фазы в системе Zr-Mo И ФММ. - 1993. - Т. 76. - Вып. 5. - С. 132-140.

14. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Структура циркония и его бинарных сплавов // ФММ. - 1995. - Т. 79. - Вып. 6. - С. 3-27.

15. Козлов Е.А., Литвинов Б.В., Абакшин Е.В., Добромыслов A.B., Талуц Н.И., Казанцева Н.В., Талуц Г.Г. Фазовые превращения и изменение структуры циркония при воздействии сферических ударных волн Н ФММ. - 1995. - Т. 79. - Вып. 6. - С. 113-127.

16. Добромыслов A.B., Талуц Н.И., Казанцева Н.В. Особенности образования to-фазы в сплавах системы Zr-Re // ФММ. - 1995. - Т. 80.-Вып. 2.-С.91-97.

17. Dobromyslov A.V., Taluts N.I., Kazantseva N.V. Metastable eutectoid decomposition in Zr-V alloys // Scripta Metal, et Mater. - 1995. - V. 32.-N5.-P. 719-724.

18. Kozlov E.A., Litvinov B.V., Abakshin E.V., Dobromyslov A.V., Taluts N.I., Kazantseva N.V., Taluts G.G. Phase transitions and

structural evaluation of zirconium loaded by spherical converging shock waves // Metallurgical and Materials Applications of ShockWave and High-Strain-Rate Phenomena. / Eds. L.E. Murr et al. Elsevier Science B.V. 1995. - P. 763-770.

19. Dobromyslov A.V., Taluts N.I. The formation of a"-phase in Zr-Re alloys // Scripta Mater. - 1996. - V. 35. - № 5. - P. 573-577.

20. Добромыслов A.B., Тапуц Н.И., Егоров А.П. Образование орторомбической а"-фазы в сплавах системы Zr-Ta // ФММ. -

1996. - Т. 82. - Вып. 1. - С. 128-133.

21. Добромыслов А.В., Талуц Н.И. Структура закаленных сплавов системы Zr-Rh // ФММ. - 1997. - Т. 83. - Вып. 6. - С. 73-82.

22. Dobromyslov A.V., Kozlov Е.А., Taluts N.I. Formation and features of adiabatic shear bands in Zr-Nb alloys in spherical stress waves // J. Phys. IV. - 1997. - V. 7. - P. C3-963-C3-967.

23. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Структура циркония и его сплавов. - Екатеринбург: Институт физики металлов УрО РАН,

1997. - 228с.

24. Козлов Е.А., Елькин В.М., Литвинов Б.В., Добромыслов А.В., Талуц Н.И., Казанцева Н.В. Особенности формирования и структура полос адиабатического сдвига в цирконии в сферических волнах напряжений // Доклады Академии наук. -

1998. - Т. 360. - № 3. - С. 340-343.

25. Taluts N.I., Dobromyslov A.V., Elkin V.A. Structural and phase transformations in quenched and aged Zr-Ru alloys И J. of Alloys and Сотр. - 1999. - V. 282. - P. 187-196.

26. Taluts N.I., Dobromyslov A.V. Structural and phase transformations in quenched and aged Zr-Os alloys // J. of Alloys and Сотр. - 2000. - V. 298.-P. 181-189.

27. Taluts N.I., Dobromyslov A.V. Structural and phase transformations in quenched and aged Zr-Ir alloys // J. of Alloys and Сотр. - 2000. - V. 305.-P. 194-201.

28. Dobromyslov A.V., Taluts N.I., Kazantseva N.V., Kozlov E.A. Formation of adiabatic shear bands and instability of plastic flow in Zr and Zr-Nb alloys in spherical stress waves // Scripta Mater. - 2000. -V. 42.-P. 61-71.

29. Dobromyslov A.V., Kozlov E.A., Taluts N.I. Features of high-rate plastic deformation of Zr and Zr-Nb alloys under loading by spherical

converging stress waves // J. Phys. IV. - 2000. - V. 10. - P. Pr9-817-Pr9-822.

30. Dobromyslov A.V., Taluts N.L, Kozlov E.A. Features of high-rate plastic deformation of titanium and zirconium loaded by spherical converging shock waves // New Experimental Methods in Material Dynamics and Impact / Eds. W.K. Nowacki and J.R. Klepaczko.Warsaw, 2001. - P. 373-378.

31. Талуц Н.И., Добромыслов A.B. Структура закаленных сплавов системы Zr-Pt // ФММ. - 2003. - Т. 95. - № 1. - С. 55-62.

32. Taluts N.I., Dobromyslov A.V. The formation of the orthorhombic martensite in zirconium-based alloys // J. Phys. IV France. - 2003. -V. 112.-P. 1099-1102.

33. Талуц Н.И., Добромыслов A.B. Фазовый состав и структура закаленных сплавов цирконий-палладий // Сборник трудов 7-го Междунар. симпозиума «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах» ОМА - 2004. Ростов н/Д: Изд-во Ростовского гос. пед. университета, 2004. - С. 308-311.

34. Талуц Н.И., Добромыслов А.В., Козлов Е.А. Структурные и фазовые превращения в сплавах Zr-1 % Nb и Zr-2,5 % Nb, протекающие под действием сферически сходящихся ударными волнами // Физика экстремальных состояний вещества — 2004. Черноголовка, 2004. - С. 67-69.

35. Добромыслов А.В., Талуц Н.И., Козлов Е.А. Деформационное и фазовое поведение титана и циркония при нагружении сферически сходящимися ударными волнами // Физика экстремальных состояний вещества - 2005. Черноголовка, 2005. -С. 73-75.

Отпечатано на Ризографе ИФМ УрО РАН тираж 85 зак. 62 объем 2 печ.л. формат 60x84 1/16 620041 г. Екатеринбург ГСП-170 ул. С.Ковалевской, 18

ВВЕДЕНИЕ.

1. ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ЦИРКОНИЯ И ИССЛЕДОВАННЫХ СПЛАВОВ.

МЕТОДЫ ВОЗДЕЙСТВИЯ.

1.1. Фазовая диаграмма циркония.

1.1.1. Ориентационные соотношения между фазами.

1.2. Диаграммы состояния циркония с ¿/-металлами IV-VIII групп.

1.2.1. Диаграммы состояния исследованных в работе систем.

Цирконий-титан.

Цирконий-гафний.

Цирконий-ванадий.

Цирко ник-ниобий.

Цирконий-тантал.

Цирконий-хром.

Цирконий-молибден.

Цирконий-вольфрам.

Цирконий-рений.

Цирконий-рутений.

Цирконий-родий.

Цирконий-палладий.

Цирконий-осмий.

Цирконий-иридий.

Цирконий-платина.

1.3. Образование неравновесных и метастабильных фаз.

1.4. Состав исследованных сплавов и методы воздействия.

1.4.1. Приготовление сплавов и их термические обработки.

1.4.2. Влияние давления на структуру циркония и его сплавов.

1.4.3. Влияние ударных волн на структуру циркония и его сплавов.

1.4.4. Методы исследования.

2. ФАЗОВЫЙ СОСТАВ, ТВЕРДОСТЬ И МИКРОТВЕРДОСТЬ СПЛАВОВ.

2.1. Фазовый состав сплавов в закаленном состоянии.

2.2. Твердость и микротвердость закаленных сплавов.

2.3. Изменение фазового состава сплавов при отпуске.

Выводы.

3. МОРФОЛОГИЯ И СТРУКТУРА МАРТЕНСИТА В ЦИРКОНИИ И ЕГО СПЛАВАХ.

3.1. Реечный мартенсит гексагональной а-фазы в цирконии.

3.2. Влияние ¿/-металлов IV-VII групп на особенности формирования реечной морфологии а(а')-фазы.

3.2.1. Влияние металлов IV группы.

3.2.2. Влияние металлов V группы.

3.2.3. Влияние металлов VI группы.

3.2.4. Влияние металлов VII группы.

3.3. Эволюция дислокационной структуры при формировании пакетной морфологии а(а')-фазы.

3.4. Двойниковый мартенсит.

3.5. Пластинчатый мартенсит.

3.6. Габитусные плоскости реечного и пластинчатого мартенсита.

3.6.1. Габитусные плоскости реечного мартенсита.

3.6.2. Габитусные плоскости пластинчатого мартенсита.

3.7. Роль механизма аккомодации в формировании мартенситной структуры.

3.8. Орторомбическая а"-фаза.

3.9. Механизм ß -> а превращения.

3.10. Влияние эвтектоидного распада на ß -» а превращение.

Выводы.

4. МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ со- И ß-ФАЗЫ В СПЛАВАХ ЦИРКОНИЯ.

4.1. Структура закаленных и отпущенных сплавов.

4.2. Природа образования ш-фазы.

4.3. Метастабильный эвтектоидный распад.

Выводы.

5. ВЛИЯНИЕ ДАВЛЕНИЯ НА СТРУКТУРУ ЦИРКОНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ.

5.1. Образование со-фазы под действием квазигидростатического давления.

5.2. Механизм а -» со превращения.

5.3. Осуществление р —> со превращения.

5.4. Обратное со -» а превращение.

Выводы.

6. ВЛИЯНИЕ СФЕРИЧЕСКИ-СХОДЯЩИХСЯ УДАРНЫХ ВОЛН НА СТРУКТУРУ ЦИРКОНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ С НИОБИЕМ.

6.1. Влияние сферически сходящихся волн напряжений на структуру циркония.

6.2. Влияние сферически сходящихся волн напряжений на структуру сплавов системы 261 цирконий-ниобий.

6.3. Особенности образования и структура полос адиабатического сдвига в цирконии и сплавах системы цирконий-ниобий.

Выводы.

Актуальность темы исследования. Циркониевые сплавы обладают рядом важных физико-механических свойств, создающих им благоприятные возможности для ' потенциального применения в различных областях науки и техники. Среди них такие, как высокие коррозионные свойства, низкое среднее эффективное поперечное сечение поглощения тепловых нейтронов, высокие геттерные свойства, сверхпроводящие свойства, возможность с помощью легирования и термомеханической обработки изменять свойства в широком диапазоне. Все это делает циркониевые сплавы перспективным конструкционным материалом для использования в химической, атомной промышленности и в некоторых других специальных областях применения. Вместе с тем изучение фазового и структурного состояния, а также свойств различных циркониевых сплавов проведено недостаточно полно, что сдерживает их широкое применение. Большинство исследований было выполнено на узком классе сплавов, в значительной степени уже освоенных промышленностью, таких как сплавы типа циркалоев и сплавы, применяющиеся в качестве сверхпроводящих материалов.

Однако области применения циркониевых сплавов непрерывно расширяются. Исследования последних лет показывают, что в различных циркониевых системах возможно обнаружение новых свойств (например, эффект памяти формы), получение большого класса новых аморфных материалов. Вместе с тем многие важные с научной точки зрения вопросы, в частности, такие как исследование фазовых превращений, возможностей и условий получения различных неравновесных и метастабильных фаз во многих циркониевых сплавах остались практически без рассмотрения.

Циркониевые сплавы являются исключительно удобными модельными объектами для изучения влияния типа легирующего элемента на особенности протекания в них фазовых превращений в силу того, что практически с тремя десятками металлов цирконий имеет единообразные равновесные и метастабильные диаграммы состояния. Это позволяет наиболее полно установить закономерности формирования различных структур и тем самым создать необходимые предпосылки для научного обоснования принципов легирования циркониевых сплавов.

Значительный интерес вызывает также изучение деформационного и фазового поведения циркония и его сплавов в условиях экстремальных воздействий, таких как высокие давления и ударные волны. Многие служебные характеристики циркониевых сплавов определяются существованием в них ш-фазы высокого давления. Получение софазы с помощью статического или динамического давления открывает дополнительные возможности для практического использования циркониевых сплавов.

Цель работы. Цель настоящей работы состоит в установлении общих закономерностей фазовых и структурных превращений в цирконии и его бинарных сплавах с переходными металлами 1У-УШ групп периодической системы элементов при различных термических обработках, а также под действием высокого давления и ударных волн.

Для достижения намеченной цели в работе были поставлены следующие задачи:

1. Установить закономерности изменения фазового состава и формирования структуры циркониевых сплавов в зависимости от положения легирующего металла в периодической системе элементов и его содержания в сплаве при закалке из области р-твердого раствора и последующих низкотемпературных отпусков.

2. Изучить влияние высокого квазигидростатического давления на сплавы с различной морфологией мартенсита гексагональной ос(а')-фазы и установить структурные особенности образования со-фазы.

3. Разработать атомно-кристаллографические механизмы перестройки решетки при Р -» а и а ->• © превращениях, основанные на одинаковых исходных положениях.

4. Изучить механизм высокоскоростной пластической деформации циркония и его сплавов с ниобием в условиях нагружения ударными волнами различной интенсивности.

Основными методами исследования были рентгеноструктурный анализ, просвечивающая электронная микроскопия, оптическая металлография, измерение твердости и микротвердости.

На защиту выносятся следующие основные положения, характеризующие научную новизну диссертационной работы.

1. Установлены закономерности влияния положения легирующего металла в периодической системе элементов и его содержания в сплаве на фазовый состав и характер образующейся структуры в цирконии и его сплавах с титаном, гафнием, ванадием, ниобием, танталом, хромом, молибденом, вольфрамом, рением, рутением, родием, палладием, осмием, иридием и платиной при закалке из области р-твердого раствора и последующих отпусках.

2. В циркониевых сплавах обнаружена орторомбическая а"-фаза и установлено, что она образуется только в четырех системах: цирконий-тантал, цирконий-молибден, цирконий-вольфрам и цирконий-рений.

3. Обнаружено образование ©-фазы в системах цирконий-вольфрам и цирконий-платина. Вьивлена закономерность изменения положения минимальной концентрационной границы образования ©-фазы в зависимости от типа легирующего металла.

4. В системе цирконий-ванадий обнаружен новый тип фазового превращения — метастабильный эвтектоидный распад р-фазы на ш-фазу и интерметаллид 7x4 г

5. На основе разработанного в работе метода определения содержания легирующего компонента в со-фазе (сш) установлено, что в закаленном состоянии см всегда меньше, чем содержание легирующего компонента в сплаве, а в процессе отпуска ш-фаза обедняется практически до чистого циркония.

6. Обнаружено, что под давлением ш-фаза образуется в виде больших областей и в значительной степени наследует исходные морфологические формы мартенсита гексагональной а(а')-фазы. Обнаружено также, что в системе цирконий-титан величина критического давления перехода а-фазы в ©-фазу меняется нелинейным образом: понижается при приближении к чистым компонентам и повышается в области средних составов.

7. Предложены атомно-кристаллографические механизмы перестройки решетки при р —> ос и ос —> ю превращениях, в основе которых лежит распространение локализованных волн смещений плотноупакованных рядов атомов. Показано, что эти механизмы объясняют основные кристаллографические и структурные особенности р -» а и а -»со превращений, экспериментально наблюдающиеся в изученных сплавах.

8. Установлено, что высокоскоростная пластическая деформация циркония при нагружении сферически сходящимися ударными волнами осуществляется скольжением, двойникованием и образованием полос адиабатического сдвига. В сплавах 2г-1 мас.% № и Ъс-2,5 мас.% имеющих в исходном состоянии мелкозернистую структуру, механизм двойникования при таком способе нагружения не реализуется, а увеличение интенсивности нагружения приводит к появлению в центральной части образцов области нестабильного пластического течения материала, связанного с потерей устойчивости кристаллической решетки.

Научная и практическая значимость работы состоит в том, что полученные результаты вносят вклад в развитие представлений о фазовых превращениях в циркониевых и титановых сплавах. Установленные в данной работе общие закономерности, характеризующие формирование фазового состава, структуры, условия стабильности фаз в зависимости от положения легирующего металла в периодической системе элементов и его содержания в сплаве, создают научную основу для обоснования принципов легирования и разработки как двухкомпонентных, так и многокомпонентных циркониевых сплавов. Они могут быть использованы для разработки различных режимов термической и термомеханической обработки этих сплавов, в том числе с применением высокого давления. Полученные результаты можно использовать также как учебный материал при чтении курсов «Физика твердого тела» и ряда других, а также при написании учебников.

Настоящая работа выполнена в соответствии с плановыми исследованиями в отделе высоких давлений, лаборатории фазовых превращений и лаборатории цветных сплавов Института физики металлов УрО РАН по темам: «Исследование фазовых и структурных превращений в металлах и сплавах в условиях действия высокого давления», № гос. per. 81024467; «Изучение физико-механических характеристик и структурных превращений в твердых телах в условиях действия высокого давления», № гос. per. 01.86.0030561; «Исследование влияния фазовых превращений на структуру, физические и механические свойства сплавов цветных металлов» (шифр «Фаза»), № гос. per. 01.91.0031760; «Теоретические, экспериментальные и технологические исследования влияния высокого давления на структуру и свойства материалов и изделий» (шифр «Давление»), № гос. per. 01.91.0031786; «Теоретическое и экспериментальное изучение структурных и фазовых превращений в сплавах цветных металлов и их влияние на физико-механические свойства» (шифр «Структура»), № гос. per. 01.96.0003506; «Исследование влияния высоких статических и динамических давлений на структуру и свойства материалов и изделий» (шифр «Обработка»), № гос. per. 01.96.0003497; «Исследование фазовых превращений (распад пересыщенных твердых растворов, упорядочение, полиморфные превращения) и их влияния на свойства сплавов на основе цветных металлов» (шифр «Распад»), № гос. per. 01.200103145. Работа поддержана грантами РФФИ 93-02-2762, РФФИ 96-02-18438 и комплексной программой Президиума РАН «Теплофизика и механика интенсивных энергетических воздействий», проект № 13.

По результатам проведенных исследований опубликовано 35 печатных работ, из них 29 в реферируемых журналах, 5 в тематических сборниках статей и 1 монография.

Основные результаты работы доложены на: 1. VII, VIII и IX Научных семинарах «Влияние высоких давлений на вещество» (Канев -1982, Киев - 1983, Одесса - 1986).

2. IX и X Уральских школах металловедов-термистов (Свердловск - 1985, Ижевск -1987).

3. XI Международной конференции МАРИВД «Высокие давления в науке и технике» (Киев- 1987).

4. XIII и XVI Конференциях по прикладной кристаллографии (Польша, Чешин - 1988, 1994).

5. XII и 18 Европейских кристаллографических конгрессах (Москва - 1989, Чехия, Прага - 1998).

6. XIV Всесоюзной конференции по электронной микроскопии (Суздаль - 1990).

7. Всесоюзной конференции «Мартенситные превращения в твердом теле» (Косов -1991).

8. VI Совещании по старению металлических сплавов «Фундаментальные и прикладные аспекты исследований структуры и свойств стареющих сплавов» (Екатеринбург - 1992).

9. Международных конференциях «Ударные волны в конденсированных средах» (Санкт-Петербург - 1994,1996).

10. Международной конференции «Рентгеновский дифракционный анализ реальной структуры материалов» (Словакия, Липтовски Микулаш - 1995).

11. Объединенной Международной конференции XV МАРИВД и XXXIII ЕГИВД «Высокие давления в науке и технике» (Польша, Варшава - 1995).

12. Международной конференции «Металлургическое и материаловедческое применение ударно-волновых и высокоскоростных деформационных явлений» ЕХРЬОМЕТ '95 (США, Эль Пасо - 1995).

13. VII Международном семинаре «Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург - 1996).

14. Международных конференциях по механическому и физическому поведению материалов при динамическом нагружении БУМАТ'97 (Испания, Толедо - 1997) и БУМАТ - 2000 (Польша, Краков - 2000).

15. Международной конференции V «Забабахинские научные чтения» (Снежинск -1998).

16. III Международной школе по высоким давлениям (Польша, Варшава - 1999).

17. Международном семинаре «Новые экспериментальные методы в динамическом и ударном нагружении материалов» (Польша, Варшава-2001).

18. Международной конференции по мартенситным превращениям 1СОМАТ02 (Финляндия, Эспу - 2002).

19. XIX Международной конференции «Уравнения состояния вещества» (Эльбрус -2004).

20. 1П Международной конференции «Фазовые превращения при высоких давлениях» (Черноголовка - 2004).

21. 7 Международном симпозиуме «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах» ОМА-2004 (Сочи - 2004).

22. XX Международной конференции «Воздействие интенсивных потоков энергии на вещество» (Эльбрус - 2005).

Диссертационная работа состоит из введения, шести глав и общих выводов. Работа изложена на 306 страницах, включая 156 рисунков и 39 таблиц. Список использованной литературы содержит 270 наименований.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

Выявлены закономерности структурных и фазовых превращений в цирконии и его сплавах с переходными металлами IV-VIII групп периодической системы элементов при различных термических обработках, а также под действием высокого давления и сферически сходящихся ударных волн.

1. Впервые в циркониевых сплавах обнаружена орторомбическая а"-фаза и установлено, что она образуется только в четырех системах: цирконий-тантал, цирконий-молибден, цирконий-вольфрам и цирконий-рений. Интервал составов, в котором образуется а"-фаза, наибольший в системе цирконий-тантал, а наименьший — в системе цирконий-рений. Граница перехода от гексагональной а'-фазы к орторомбической а"-фазе смещается в область меньших концентраций легирующего компонента при переходе к металлам VI и VII групп.

2. Впервые обнаружена со-фаза в системах цирконий-вольфрам и цирконий-платина. Выявлена закономерность изменения минимальной концентрационной границы образования со-фазы с увеличением номера группы легирующего металла: в каждом периоде она первоначально уменьшается, а затем увеличивается. Образование со-фазы происходит при наименьшем содержании легирующего компонента, в тех случаях, когда он имеет ГПУ структуру (из исключением молибдена), а последующее увеличение этой концентрационной границы наблюдается, когда легирующий компонент имеет ГЦК структуру. Установлено, что среди исследованных систем наибольшую стабильность со-фаза имеет в системе цирконий-осмий. В системе цирконий-платина обнаружено диффузное рассеяние нового типа, которое связано с решеткой со-фазы, а не с решеткой Р-фазы, в отличие от других систем.

3. В сплавах циркония с ниобием, молибденом, рутением, родием, палладием и осмием определена концентрационная граница 100 % сохранения при закалке р-фазы и для 5 периода установлена закономерность ее изменения с увеличением номера группы легирующего металла: первоначально она уменьшается (до рутения), а затем увеличивается, также как и минимальная концентрационная граница образования со-фазы.

4. Впервые в системе цирконий-ванадий обнаружен новый тип фазового превращения — метастабильный эвтектоидный распад р-фазы на со-фазу и интерметаллид ЪхЧг, приводящий к формированию структуры перлитного типа.

5. Обнаружено, что в цирконии и слаболегированных сплавах с металлами У-УН групп при закалке образуется реечный мартенсит. С увеличением концентрации легирующего элемента в сплаве наблюдается переход от реечного мартенсита к пластинчатому внутренне двойникованному мартенситу. Концентрация легирующего элемента, при которой происходит этот переход, уменьшается при увеличении его номера группы. В сплавах систем цирконий-молибден, цирконий-хром, цирконий-вольфрам и цирконий-рений наблюдается промежуточная структура—двойниковый мартенсит.

6. На основе разработанного в работе метода определения содержания легирующего компонента в со-фазе (сю) установлено, что в закаленных сплавах сю всегда меньше, чем содержание легирующего компонента в сплаве, и в процессе отпуска со-фаза обедняется практически до чистого циркония.

7. Обнаружено, что под действием высокого давления со-фаза образуется в виде больших областей и в значительной степени наследует морфологические формы реечного или пластинчатого мартенсита исходной а(а')-фазы. При этом в сплавах с пластинчатой морфологией наблюдается исчезновение двойников превращения и внутри мартенситной пластины образуется со-фаза одной ориентации. Установлено, что со-фаза содержит два типа дефектов: линейные дефекты смещения рядов атомов [0001] и дефекты упаковки по плоскостям {21 10}, неупорядоченно распределенные по кристаллу. Обнаружено, что в системе цирконий-титан величина критического давления перехода а-фазы в со-фазу меняется нелинейным образом: понижается при приближении к чистым компонентам и повышается в области средних составов.

8. Предложены атомно-кристаллографические механизмы перестройки решетки при р -» а и а -» со превращениях в цирконии, титане и их сплавах, в основе которых лежит распространение локализованных волн смещения плотноупакованных рядов атомов <111> Р-фазы или <1120> а-фазы. Показано, что эти механизмы позволяют объяснить основные кристаллографические и структурные особенности р -» а и а -» со превращений, экспериментально наблюдающиеся в изученных сплавах.

9. Проведенный анализ изменения по радиусу фазового состава и структуры циркония и сплавов 2г-1 мас.% ЫЬ и 2г-2,5 мас.% ЫЬ, подвергнутых нагружению сферически сходящимися ударными волнами различной интенсивности, позволил связать наблюдаемые особенности с протеканием а -» со -» р -> Ь фазовых превращений и пластической деформацией непосредственно в ударно-волновых процессах. Установлено, что высокоскоростная пластическая деформация циркония осуществляется скольжением, двойникованием и образованием полос адиабатического сдвига (ПАС). В сплавах 2г-1 % ЫЬ и 2г-2,5 % №>, имеющих в исходном состоянии мелкозернистую структуру, механизм двойникования не реализуется, а увеличение интенсивности нагружения приводит к появлению в центральной части образцов области нестабильного пластического течения, связанного с потерей устойчивости кристаллической решетки.

10. Обнаружено, что характерными особенностями полос адиабатического сдвига являются их криволинейность, распространение в различных направлениях, отличающихся от радиального, и ветвление на более мелкие полосы, приводящее к древовидному строению. С увеличением интенсивности нагружения возрастает количество ПАС, их длина и ширина, а также степень ветвления. Обнаружена тонкая структура ПАС, связанная, по-видимому, с неоднородной локализацией деформации при увеличении ширины полосы.

Выражаю искреннюю благодарность A.B. Добромыслову за обсуждение результатов в процессе исследований, Ю.Н. Акшинцеву и С.А. Кудрявцеву за выплавку большинства сплавов, исследованных в работе, В.А. Рассохину за предоставление сплавов системы цирконий-родий, C.B. Ярцеву за выплавку сплава Zr-25 ат.% 1г, K.M. Демчуку и А.Н. Мартемьянову за обработку образцов квазигидростатическим давлением, Е.А. Козлову и другим сотрудникам ВНИИТФ-РФЯЦ за проведение экспериментов по нагружению образцов сферически сходящимися ударными волнами и выполнение расчетов траекторий изменения давления и температуры для слоев, расположенных на различных расстояниях R от центра для циркониевых шаров.

1. Тонков Е.Ю. Фазовые диаграммы элементов при высоком давлении. М.: Наука, 1979.192 с.

2. Дуглас Д. Металловедение циркония. М.: Атомиздат, 1979. 360 с.

3. Grad G.B., Pieres J.J., Fernandez Guillermet A. et al. Lattice parameter of the Zr-Nb bcc phase: neutron scattering study and assessment of experimental data // Z. Metallkd. 1995. Bd. 86, H. 6. S. 395-400.

4. Treco R.M. Effect of small additions of oxygen on lattice constants and hardness of zirconium // Trans. AIME. 1953. V. 197. P. 344-348.

5. Lichter B.D. Precision lattice parameter determination of zirconium-oxygen solid solution //Trans. AIME. 1960. V. 218. P. 1015-1018.

6. Bridgman P.W. Compression of 39 substances to 100,000 kg./sq.cm. // Proc. Am. Acad. Arts Sci. 1948. V. 76. P. 55-70.

7. Bridgman P.W. High compressions of 177 substances to 40,000 kg./sq.cm. // Proc. Am. Acad. Arts Sci. 1948. V. 76. P. 71-87.

8. Bridgman P.W. Resistance (electric) of 72 elements, alloys, and compounds up to 100,000 kilograms per square centimeter// Proc. Am. Acad. Arts Sci. 1952. V. 81. P. 165-251.

9. Jayaraman A., Klement W., Kennedy G.C. Solid-solid transitions in titanium and zirconium at high pressure // Phys. Rev. 1963. V. 131, N 2. P. 644-649.

10. Jamieson J.C. Crystal structure of titanium, zirconium, and hafnium at high pressure // Science. 1963. V. 140, N 3562, P. 72-73.

11. Зильберштейн B.A., Носова Г.И., Эстрин Э.И. Альфа омега превращение в титане и цирконии // ФММ. 1973. Т. 35, вып. 3. С. 584-589.

12. Usikov М.Р., Zilbershtein V.A. The orientation relationship between the a- and ©-phase of titanium and zirconium // Phys. stat. sol. (a). 1973. V. 19. P. 53-58.

13. Зильберштейн B.A., Чистотина Н.П., Жаров А.А. и др. Альфа-омега превращение в титане и цирконии при сдвиговой деформации под давлением // ФММ. 1975. Т. 39, вып. 2. С. 445-447.

14. Бланк В.Д., Веллер М.Е., Коняев Ю.С., Эстрин Э.И. а со превращение в цирконии при деформации в условиях высокого давления // ФММ. 1979. Т. 47, вып. 5. С. 1109-1111.

15. Rabinkin A., Talianker M., Botstein 0. Crystallography and a model of the a -» со phase transformation in zirconium // Acta Met. 1981. V. 29, N 4. P. 691-698.

16. Botstein 0., Talianker M., Rabinkin A. Diffuse streakings accompanying the a -> со transformation in a pressurized Zr-2Mo alloy // Acta Met. 1982. V. 30, N. 5. P. 999-1003.

17. Добромыслов A.B., Тапуц Н.И., Демчук K.M., Мартемьянов A.H. Электронно-микроскопическое исследование а -> со превращения в цирконии // ФММ. 1984. Т. 57, вып. 1. С. 90-95.

18. Альшевский Ю.Л., Кульницкий Б.А., Коняев Ю.С., Усиков М.П. Структурные особенности со-фазы, возникающей в титане и цирконии при высоких давлениях // ФММ. 1984. Т. 58, вып. 4. С. 795-803.

19. Добромыслов A.B., Талуц Н.И., Демчук K.M., Мартемьянов А.Н. Исследование а -> со превращения в сплаве Zr-2,5% Nb после обработки высоким давлением // ФММ. 1985. Т. 59, вып. 1,С. 111-119.

20. Альшевский Ю.Л., Кульницкий Б.А., Коняев Ю.С., Ройтбурд A.J1. Обратимое мартенситное со о «-превращение в Ti и Zr // ДАН СССР. 1985. Т. 285, № 3. С. 619-621.

21. Добромыслов A.B., Талуц Н.И., Демчук K.M., Мартемьянов А.Н. Влияние давления на образование со-фазы в сплавах системы Zr—Ti // ФММ. 1988. Т. 65, вып. 3. С. 588-593.

22. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Исследование обратного со -> а превращения в Zr и сплаве Zr-2,5% Nb // ФММ. 1988. Т. 65, вып. 6. С. 1169-1175.

23. Альшевский Ю.Л., Кульницкий Б.А., Усиков М.П. Механизм и кристаллогеометрические особенности а — со превращения в сплавах Zr-Nb // ФММ. 1989. Т. 68, вып. 1. С. 95-103.

24. Аксенков В.В., Бланк В.Д., Кульницкий Б.А., Эстрин Э.И. а -> со превращение под давлением в сплавах Ti—Zr и р-Т диаграмма этой системы // ФММ. 1990. № 5. С. 154-159.

25. Кутсар А.Р., Герман В.Н., Носова Г.И. (а -> со)-превращение в титане и цирконии в ударных волнах //ДАН СССР. 1973. Т. 213, № 1. С. 81-84.

26. Кутсар А.Р., Герман В.Н., Носова Г.И. Фазовые превращения в титане и цирконии в ударных волнах // Структура фаз, фазовые превращения и диаграммы состояния металлических систем. М.: Наука, 1974. С. 55-57.

27. Kozlov E.A. Phase transitions and spall fractures of zirconium under explosive loading // J. Phys. IV. Colloq. C3.1991. V. 1. P. C3-675-C3-679.

28. Song S., Grey G.T. III. Omega phase formation in shock-loaded zirconium // High-Pressure Science and Technology / Eds. S.C. Schmidt, J.W. Shaner, G.A. Samara, M. Ross. New York: American Institute of Physics, 1994. P. 251-254.

29. Song S.G., Gray G.T. Ill Microscopic and crystallographic aspects of retained omega phase in shock-loaded zirconium and its formation mechanism // Phil. Mag. A. 1995. V. 71, N1. P. 275-290.

30. Козлов E.A., Литвинов Б.В., Абакшин E.B., Добромыслов А.В., Талуц Н.И., Казанцева Н.В., Талуц Г.Г. Фазовые превращения и изменение структуры циркония при воздействии сферических ударных волн // ФММ. 1995. Т. 79, вып. 6. С. 113-127.

31. Аптекарь И.Л., Понятовский Е.Г. О влиянии давления на равновесия между а-, Р- и со-фазами в системах на основе титана и циркония // Проблемы сверхпроводящих материалов. М.: Наука, 1970. С. 131-140.

32. Silcock J.M., Davies М.Н., Hardy Н.К. Structure of the co-precipitate in titanium-16 per cent vanadium alloy//Nature. 1955. V. 175, N 4460. P. 731.

33. Silcock J.M. An X-ray examination of the со phase in TiV, TiMo and TiCr alloys // Acta Met. 1958. V. 6, N7. P. 481-493.

34. Багаряцкий Ю.А., Носова Г.И., Тагунова T.B. О кристаллической структуре и природе со-фазы в сплавах титана с хромом // ДАН СССР. 1955. Т. 105, № 6. С. 1225-1228.

35. Багаряцкий Ю.А. Определение элементарной ячейки фазы выделения по одному снимку вращения монокристалла исходной фазы с частицами новой // Кристаллография. 1958. Т. 3, вып. 1. С. 10-16.

36. Hatt В.А., Roberts J.A. The co-phase in zirconium base alloys // Acta Met. 1960. V. 8, N 8. P. 575-584.

37. Бычков Ю.Ф., Лиханин Ю.Н., Мальцев B.A. Физические свойства ю-фазы циркония ' // ФММ. 1973. Т. 36, вып. 2. С. 413-414.

38. Sikka S.K., Vohra Y.K., Chidambaram R. Omega phase in materials // Progr. Mater. Sci. 1982. V. 27. P 245-310.

39. Xia H., Duclos S.J., Ruoff A.L., Vohra Y.K. New high-pressure phase transition in zirconium metal // Phys. Rev. Lett. 1990. V. 64, N 2. P. 204-207.

40. Xia H., Ruoff A. L., Vohra Y. K. Temperature dependence of the co-bcc phase transition in zirconium metal // Phys. Rev. B. 1991. V. 44, N 18. P. 10374-10376.

41. Gyanchandani J.S., Gupta S.C., Sikka S.K., Chidambaram R. Structural stability of hafnium under pressure // J. Phys.: Condens. Matter. 1990. V. 2, N 30. P 6457-6459.

42. Gupta S.C., Daswani J.M., Sikka S.K., Chidambaram R. Predicting the high pressure phase transformations using density functional approach // Curent Sci. 1993. V. 65, N 5. P. 399-406.

43. Xia H., Parthasarathy G., Luo H. et al. Crystal structures of group IVa metals at ultrahigh pressures // Phys. Rev. B. 1990. V. 42, N 10. P. 6736-6738.

44. Akahama Y., Kawamura H., Le Bihan T. New 5 (distorted-bcc) titanium to 220 GPa // Phys. Rev. Lett. 2001. V. 87, N 27. P. 275503-1-275503-4.

45. Akahama Y., Kawamura H., Le Bihan T. A new distorted body-ccentred cubic phase of titanium (5-Ti) at pressure up to 220 GPa // J. Phys.: Condens. Matter. 2002. V. 14, N 44. P.10583-10588.

46. Akahama Y., Kobayashi M., Kawamura H. Superconductivity and phase transition of zirconium under high pressure up to 50 GPa // J. Phys. Soc. Japan. 1990. V. 59, N 11. P. 3843-3845.

47. Bashkin I.O., Tissen V.G., Nefedova M.V., Schiwek A., Holzapfel W.B., Ponyatovsky E.G. Enhanced superconductivity of the Ti Zr alloys in the high-pressure BCC phase // Письма в ЖЭТФ. 2001. Т. 73, вып. 2. С. 80-83.

48. Башкин И.О., Нефедова М.В., Понятовский Е.Г., Тиссен В.Г. Повышение температуры сверхпроводящего перехода в сплавах Zr Hf вследствие s - d-переноса электронов под давлением // Письма в ЖЭТФ. 2003. Т. 78, вып. 2. С. 91-94.

49. Akahama Н., Kobayashi М., Kawamura Н. High-pressure x-ray diffraction study on electronic s-d transition in zirconium // J. Phys. Soc. Japan. 1991. V. 60, N 10. P. 3211-3214.

50. Jyoti G., Gupta S.C. Theoretical analysis of the isostructural transition in Zr at 53 GPa // J. Phys.: Condens. Matter. 1994. V. 6. P. 10273-10278.

51. Козлов E.A., Елышн B.M., Бычков И.В. Термодинамически полное многофазное уравнение состояния и фазовые превращения циркония в волнах напряжений // ФММ. 1996. Т. 82, вып. 4. С. 22-31.

52. Itinosae К. The phase diagram of zirconium // Proc, Second Symp. High Pressures. Sendai, Japan. 1969. P. 213.

53. Филянд М.А., Семенова Е.И. Свойства редких элементов. Справочник. М.: Металлургия, 1964. 912 с.

54. Burgers W.G. On the process of transition of the cubic-body-centered modification into the hexagonal-close-packed modification of zirconium // Physica, 1934, V. 1, N 7. P. 561-586.

55. Newkirk J.B., Geisler A.H. Crystallographic aspects of the beta to alpha transformation in titanium // Acta Met. 1953. V. 1. P. 370-374.

56. Williams A.J., Cahn R.W., Barrett C.S. The crystallography of the P a transformation in titanium // Acta Met. 1954. V. 2. P. 117-128.

57. Gaunt P., Christian J.W. The crystallography of the P a transformation in zirconium and two titanium-molybdenum alloys // Acta Met. 1959. V. 7. P. 534-543.

58. Cometto D.J., House G.L., Hehemann R.F. The omega transformation in zirconium-niobium (columbium) alloys // Trans. AIME. 1965. V. 233, N. 1. P. 30-39.

59. Багаряцкий Ю.А., Тагунова T.B., Носова Г.И. Метастабильные фазы в сплавах титана с переходными элементами // Проблемы металловедения и физики металлов. М.: Металлургиздат, 1958. С. 210-234.

60. Sargent G.A., Conrad Н. Formation of the omega phase in titanium by hydrostatic pressure soaking // Mater. Sci. Eng. 1971. V. 7. P. 220-223.

61. Vohra Y.K., Menon E.S.K., Sikka S.K., Krishnan R. High pressure studies on a prototype omega forming alloys system // Acta Met. 1981. V. 29, N 2. P. 457-470.

62. Gupta S.C., Sikka S.K., Chidambaram R. On orientation relations between a and © phases in Zr by texture studies using neutron diffraction method // Scripta Met. 1985. V. 19, N 10. P.1167-1169.

63. Jyoti G., Joshi K.D., Gupta S.C. et al. The orientation relations between the a and ш phases of shocked zirconium // Shock Compression of Condensed Matter 1995. AIP Conf. Proc. 1996. Pt. l.P. 227-230.

64. Цирконий-ванадий // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 2000. Т. 3. Книга 2. С. 425-426.

65. Цирконий-хром // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1997. Т. 2. С. 204-206.

66. Цирконий-марганец // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1999. Т. 3. Книга 1. С. 411-413.

67. Цирконий-железо // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1997. Т. 2. С. 586-591.

68. Цирконий-кобальт // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1997. Т. 2. С. 107-110.

69. Цирконий-никель // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1999. Т. 3. Книга 1. С. 672-675.

70. Цирконий-ниобий // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1999. Т. 3. Книга 1. С. 570-571.

71. Цирконий-молибден // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1999. Т. 3. Книга 1. С. 470-473.

72. Цирконий-рутений // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 2000. Т. 3. Книга 2. С. 203-205.

73. Цирконий-родий // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 2000. Т. 3. Книга 2. С. 179-182.

74. Цирконий-палладий // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1999. Т. 3. Книга 1. С. 855-858.

75. Цирконий-тантал // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 2000. Т. 3. Книга 2. С. 362-363.

76. Цирконий-вольфрам // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 2000. Т. 3. Книга 2. С. 428-429.

77. Цирконий-рений // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 2000. Т. 3. Книга 2. С. 146-149.

78. Цирконий-осмий // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1999. Т. 3. Книга 1. С. 750-751.

79. Цирконий-иридий // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1999. Т. 3. Книга 1. С. 132-135.

80. Цирконий-платина // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 2000. Т. 3. Книга 2. С. 81-83.

81. Цирконий-медь // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1997. Т. 2. С. 356—361.

82. Fast J.D. The transformation point diagram of the zirconium-titanium system // Ree. trav. chim. 1939. V. 58. P. 973-983.

83. Farrar P.A., Adler S. On the system titanium-zirconium // Trans. AIME. 1966. V. 236, N 7. P.1061-1064.

84. Etchessahar E., Debuigne J. Étude de la tranformation allotropique de l'alliage é quiatomique titane-zirconium; influence de la pureté de base; influence de l'azote sur la transition de phase // Mem. Sei. Rev. Met. 1977. V. 74, N 3. P. 195-205.

85. Auffredic J.-P., Etchessahar E., Debuigne J. Remarques sur le diagramme de phases Ti-Zr: etude microcalorimetrique de la transition a <-> ß // J. Less-Common Met. 1982. V. 84, N l.P. 49-64.

86. Saunders N., Argent B.B. On the a -» ß transformation in Ti-Zr alloys // J. Less-Common Met. 1986. V. 125, N 1. P. LI 1-L13.

87. Цирконий-титан // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 2000. Т. 3. Книга 2. С. 402-403.

88. Цирконий-гафний // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1997. Т. 2. С. 922-924.

89. Abriata J.P., Bolcich J.C., Peretti H.A. The Hf-Zr system // Bull. Alloy Phase Diagrams. 1982. V.3.N l.P. 29-34.

90. Williams J.T. Vanadium-zirconium alloy system // Trans. AIME. 1955. V. 203. P. 345-350.

91. Кожанов B.H., Романов Е.П., Верховский C.B., Степанов А.П. Низкотемпературное структурное превращение в интерметаллических соединениях V2Zr и V2Hf // ФММ. 1979. Т. 48, вып. 6. С. 1249-1255.

92. Moncton D.E. Lattice transformation in the superconductor ZrV2 by neutron diffraction // Solid State Comm. 1973. V. 13, N11. P. 1779-1782.

93. Элиот Р.П. Структуры двойных сплавов. М: Металлургия, 1970. Т. II. С. 456-457.

94. Rogers В.А., Atkins D.F. Zirconium-columbium diagram // Trans. AIME. 1955. V. 203. P.1034-1041.

95. Flewitt P.E.J. A re-assessment of the monotectoid loop ф-Nb + p-Zr) in the niobium-zirconium system // J. Appl. Cristallogr. 1972. V. 5, N 6. P. 423-425.

96. Guillermet A.F. Thermodynamic analysis of the stable phases in the Zr-Nb system and calculation of the phase diagram // Z. Metallkd. 1991. Bd. 82, H. 6. S. 478-487.

97. Bethune I.T., Williams C.D. The oc/(ct+p) boundary in the Zr-Nb system // J. Nucl. Mater. 1969. V.29,N l.P. 129-132.

98. Williams D.E., Jackson R.J,, Larsen W.L. The tantalum-zirconium alloy system // Trans. AIME. 1962. V. 224, N 4. P. 751-756.

99. Pease L.F., Brophy J.H. Some modifications in diagram for the tantalum-zirconium system // Trans. AIME. 1963. V. 227, N 5. P. 1245-1249.

100. Arias D., Abriata J.P. The Cr-Zr (chromium-zirconium) system // Bull. Alloy Phase Diagrams. 1986. V. 7. N 3. P. 237-243.

101. Петьков B.B., Прима С.Б., Третьяченко JI.A., Кочержинский Ю.А. Новые данные о фазах Лавеса в системе Zr-Cr // Металлофизика. 1973. № 46. С. 80-84.

102. Rapp О. Superconductivity and lattice parameters in the zirconium-molybdenum, zirconium-tungsten, hafnium-molybdenum and hafnium-tungsten alloy systems // J. Less-Common Met. 1971. V. 21. P. 27-44.

103. Самсонов Г.В., Браун C.M., Рогозинская A.A. Некоторые закономерности влияния легирующих элементов на температуру полиморфного превращения циркония // Изв. вузов. Цветная металлургия. 1972. № 6. С. 118-122.

104. Свечников В.Н., Спектор А.Ц. Диаграмма состояния системы цирконий-молибден // Фазовые превращения. Киев: Наукова'думка, 1967. С. 123-128.

105. Domagala R.F., McPherson D.J., Hansen М. Systems zirconium-molybdenum and zirconium-wolfram // Trans. AIME. 1953. V. 197. P. 73-79.

106. Chang Y.A. Phase investigation in the system zirconium-tungsten // J. Less-Common Met. 1969. V. 17. P. 325-328.

107. Савицкий E.M., Захаров A.M. Диаграмма состояния тройной системы ниобий-вольфрам-цирконий //Ж. неорг. химии. 1962. Т. 7, вып. 11. С. 2575-2580.

108. Ackermann R.J., Rouh E.G. Determination of liquidus curves for the thorium-tungsten, thorium-tantalum, zirconium-tungsten and hafnium-tungsten system. Anomalous behavior of metallic thotium // High Temp. Sci. 1972. V. 4, N 4. P. 272-282.

109. Савицкий E.M., Тылкина M.A., Цыганова И.А. Диаграмма состояния системы цирконий-рений //Атомная энергия. 1959. Т. 7, вып. 3. С. 231-235.

110. Raub Е., Roschel Е. Die Legierungen des Rutheniums mit Titan und Zirconium // Z. Metallkunde. 1963. Bd. 54, H. 8. S. 455-462.

111. Еременко B.H., Хоружая В.Г., Штепа Т.Д. Температуры нонвариантных равновесий в системах Zr-Ru и Ru-Ir // Изв. АН СССР. Металлы. 1988. № 1. С. 197-202.

112. Еременко В.Н., Семенова E.JI., Штепа Т.Д. Строение богатых цирконием сплавов системы Zr-Ru // Изв. АН СССР. Металлы. 1980. № 2. С. 212-214.

113. Wang F.E. Equiatomic binary compounds of Zr with transition elements Ru, Rh, and Pd // J. Appl. Phys. 1967. V. 38, N 2. P. 822-824.

114. Dwight A.E. CsCl-type equiatomic phases in binary alloys of transition elements // Trans. AIME. 1959. V. 215, N 2. P. 283-286.

115. Jorda J.L., Graf Т., Schellenberg L. at al. Phase relations, thermochemistry and superconductivity in the Zr-Rh system // J. Less-Common Metals. 1988. V. 136, N 2. P. 313-328.

116. Савицкий E.M., Полякова В.П., Кривдин Б.П. и др. Диаграммы состояния платины и палладия с барием, скандием и цирконием // Диаграммы состояния металлических систем. Сб. статей. М.: Наука, 1971. С. 200-203.

117. Anderko К. Konstitution von Zirkonium-Palladium-Legierungen // Z. Metallkunde. 1959. Bd. 50, H. 12. S. 681-686.

118. Еременко В.Н., Семенова Е.Л., Штепа Т.Д. Диаграмма состояния системы цирконий-осмий // Доклады АН УССР. Сер. А. 1976. № 7. С. 661-665.

119. Еременко В.Н., Семенова Е.Л., Штепа Т.Д. Влияние родия, иридия и осмия на полиморфное (а <-> Р)-превращение циркония // Изв. АН СССР, Металлы. 1978. № 2. С.200-203.

120. Еременко В.Н., Семенова Е.Л., Штепа Т.Д. Диаграмма состояния Zr-Ir // Изв. АН СССР, Металлы. 1980. № 5. С. 237-241.

121. Raman A., Schubert К. Strukturuntersuchungen in einigen zu T^T9 homologen quasihomologen Legierungssystemen // Z. Metallkde. 1964. Bd. 55, H 11. S. 704-710.

122. Kendall E.G., Hays C., Swift R.E. The zirconium-platinum alloy system // Trans. AIME. 1961. V.221,N3. P. 445-452.

123. Савицкий E.M., Полякова В.П., Воронова Л.М. Диаграмма состояния системы платина-цирконий // Структура фаз, фазовые превращения и диаграммы состояния металлических систем. М.: Наука, 1974. С. 164-166.

124. Biswas Т.К., Schubert К. Einige neue Phase vom MnsSi3-Typ // Z. Metallkde. 1967. Bd. 58, H 8. S. 558-559.

125. Гриднев B.H., Трефилов В.И., Минаков B.H. Мартенситные превращения в системе титан-цирконий //ДАН СССР. 1960. Т. 134, № 6. С. 1334-1336.

126. Huang Y.C., Suzuki S., Kaneko H., Sato Т. Thermodynamics of the Ms points in titanium alloys // The Science, Technology and Application of Titanium. New York: Pergamon Press, 1970. P. 691-693.

127. Duwez P. Allotropic transformation in titanium-zirconium alloys // J. Inst. Metals. 195152. V. 80. P. 525-527.

128. Stewart D., Hatt B.A., Roberts J.A. High-speed thermal analysis of Zr-Nb alloys // Brit. J. Appl. Phys. 1965. V. 16, N 8. P. 1081-1088.

129. Higgins G.T., Banks E.E. The martensite start temperature in dilute zirconium-niobium alloys // Brit. J. Appl. Phys. 1966. V. 17, N 2. P. 283-284.

130. Domagala R.F., Levinson D.W., McPherson D.J. Transformation kinetics and mechanical properties ofZr-Mo alloys // Trans. AIME. 1957. V. 209. P. 1191-1196.

131. Duwez P. Effect of rate of cooling on the alpha-beta transformatiom in titanium and titanium-molybdenum alloys //Trans. AIME. 1951. V. 191. P. 765-771.

132. Srivastava L.P., Parr J.C. Martensite transformation in zirconium, titanium, and titanium-copper alloys // Trans. AIME. 1962. V. 224, N 6. P. 1295-1297.

133. Slattery G.F. The effect of cooling rate on the p~a transformation in the zirconium/2 at.% chromium/0.16 at.% iron alloy // J. Less-Common Metals. 1968. V. 16, N 2. P. 91-101.

134. Stewart D., Hatt B.A., Roberts J.A. The martensite start temperature in dilute zirconium-niobium alloys // Brit. J. Appl. Phys. 1966. V.l 7, N 2. P. 284-285.

135. Мирзаев Д.А., Счастливцев B.M., Ульянов В.Г. и др. Влияние ускоренного охлаждения на полимофное превращение в цирконии // ФММ. 2004. Т. 98, № 1. С. 69-75.

136. Багаряцкий Ю.А., Носова Г.И., Тагунова Т.В. Закономерности образования метастабильных фаз в сплавах на основе титана // ДАН СССР. 1958. Т. 122, № 4. С. 593-596.

137. Гусева JI.H., Долинская JI.K. Метастабильные фазовые равновесия в системах Ti-V и Ti-Nb // ДАН СССР. 1982. Т. 266, № 3. С. 634-637.

138. Назимов О.П., Ильин А.А. Влияние легирования на физические свойства, электронное строение и устойчивость фаз в титановых сплавах // Сплавы титана с особыми свойствами. М.: Наука, 1982. С. 11-14.

139. Федотов С.Г., Константинов К.М., Кокнаев Р.Г., Синодова Е.П. Структура, свойства и распад мартенсита титаново-ниобиевых сплавов // Сплавы титана с особыми свойствами. М.: Наука, 1982. С. 29-33.

140. Федотов С.Г., Челидзе Е.В., Ковнеристый Ю.К., Санадзе В.В. Фазовое строение, критические точки Мн и А„ мартенситных превращений и упругие свойства метастабильных сплавов системы Ti-Ta // ФММ. 1985. Т. 60, вып. 3. С. 567-570.

141. Носова Г.И. Фазовые превращения в сплавах титана. М.: Металлургия, 1968.180 с.

142. Агеев Н.В., Петрова JI.A. Стабильность р-фазы в сплавах титана с железом и никелем // Журнал неорганич. химии. 1959. Т. IV, вып. 5. С. 1092-1099.

143. Barton J.W., Purdy G.R., Taggart R., Parr J.G. Structure and properties of titanium-rich titanium-nickel alloys // Trans. AIME. 1960. V. 218, N 5. P. 844-849.

144. Dobromyslov A.V., Elkin V.A. Martensitic transformation and metastable р-phase in binary titanium alloys with d-metals of 4-6 periods // Scripta mater. 2001. V. 44, N 6. P. 905-910.

145. Aurelio G., Guillermet A.F., Cuello G.J., Campo J. Structural properties and stability of metastable phases in the Zr-Nb system: Part 1. Systematics of quenching-and-aging experiments // Met. and Mater. Trans. A. 2001. V. 32A. P.1903-1910.

146. Иванов O.C., Адамова A.C., Тарараева E.M., Трегубое И.А. Структура сплавов циркония. М.: Наука, 1973.198 с.

147. Dawson C.W., Sass S.L. The as-quenched form of the omega phase in Zr-Nb alloys // Met. Trans. 1970. V. 1,N 8. P. 2225-2233.

148. Narasimhan S.L., Taggart R., Polonis D.H. The superconducting transition behavior of Zr-Nb binary alloys // J. Nucl. Mater. 1972. V. 43, N 3. P. 258-268.

149. Perkins A.J., YafFe P.E., Hehemann R.F. The athermal omega transformation in Zr-Nb alloys // Met. Trans. 1970. V. 1, N 10. P. 2785-2790.

150. Williams J.C., de Fontaine D., Paton N.E. The co-phase as an example of an unusual shear transformation // Met. Trans. 1973. V. 4, N 12. P. 2701-2708.

151. Коллингз E.B. Физическое металловедение титановых сплавов. М.: Металлургия, 1988.224 с.

152. Колачев Б.А. Физическое металловедение титана. М.: Металлургия, 1976.184 с.

153. Багаряцкий Ю.А., Носова Г.И. Превращение р -»со в титановых сплавах при закалке — мартенситное превращение особого рода // ФММ. 1962. Т. 13, вып. 3. С. 415-425.

154. Luke С.А., Taggart R., Polonis D.H. The metastable constitution of quenched titanium and zirconium-base binary alloys // Trans. ASM. 1964. V. 57. P. 142-149.

155. Vanderpuye N.A., Miodownik A.P. The stability of the omega phase in titanium and zirconium alloys // The Science, Technology and Application of Titanium. New York: Pergamon Press, 1970. P. 719-729.

156. Хвостанцев Л.Г., Верещагин Л.Ф., Новиков А.П. Камера высокого давления типа «тороид» // Верещагин Л.Ф. Избранные труды. Синтетические алмазы и гидроэкструзия. М.: Наука, 1982. С. 15-18.

157. Kozlov Е.А. Shock adiabat features, phase transition macrokinetics, and spall fracture of iron in different phase states // High Pressure Research. 1992. V. 10. P. 541-582.

158. Добромыслов А.В., Талуц Н.И. Исследование структуры закаленных и отпущенных сплавов системы Zr-Ti // ФММ. 1987. Т. 63, вып. 1. С. 127-132.

159. Добромыслов А.В., Талуц Н.И. Структура сплавов системы Zr-Hf // ФММ. 1991. № 12. С. 92-99.

160. Добромыслов А.В., Талуц Н.И. Влияние переходных элементов V и VI групп на структуру закаленного циркония // ФММ. 1991. № 8. С. 163-170.

161. Добромыслов А.В., Талуц Н.И., Казанцева Н.В. Структура закаленных сплавов системы Zr-V // ФММ. 1992. № 9. С. 50-56.

162. Dobromyslov A.V., Taluts N.I., Kazantseva N.V. Metastable eutectoid decomposition in Zr-V alloys // Scripta Metal, et Mater. 1995. V. 32, N 5. P. 719-724.

163. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Структура циркония и его сплавов. Екатеринбург: Институт физики металлов УрО РАН, 1997.228 с.

164. Добромыслов А.В., Талуц Н.И., Егоров А.П. Образование орторомбической а"-фазы в сплавах системы Zr-Ta // ФММ. 1996. Т. 82, вып. 1. С. 128-133.

165. Добромыслов А.В., Талуц Н.И. Электронно-микроскопическое исследование структуры сплавов системы Zr-Mo // ФММ. 1990. № 12. С. 72-80.

166. Добромыслов А.В., Талуц Н.И. Образование а"-фазы в системе Zr-Mo // ФММ. 1993. Т. 76, вып. 5. С. 132-140.

167. Dobromyslov A.V., Taluts N.I. The formation of a"-phase in Zr-Re alloys // Scripta Mater. 1996. V. 35, № 5. P. 573-577.

168. Добромыслов А.В., Талуц Н.И., Казанцева Н.В. Особенности образования со-фазы в сплавах системы Zr-Re // ФММ. 1995. Т. 80, вып. 2. С. 91-97.

169. Taluts N.I., Dobromyslov A.V., Elkin V.A. Structural and phase transformations in quenched and aged Zr-Ru alloys // J. of Alloys and Сотр. 1999. V. 282. P. 187-196.

170. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Структура закаленных сплавов системы Zr-Rh // ФММ. 1997. Т. 83, вып. 6. С. 73-82.

171. Taluts N.I., Dobromyslov A.V. Structural and phase transformations in quenched and aged Zr-Os alloys // J. of Alloys and Сотр. 2000. V. 298. P. 181-189.

172. Taluts N.I., Dobromyslov A.V. Structural and phase transformations in quenched and aged Zr-Ir alloys // J. of Alloys and Сотр. 2000. V. 305. P. 194-201.

173. Талуц Н.И., Добромыслов A.B. Структура закаленных сплавов системы Zr-Pt // ФММ. 2003. Т. 95, № 1. С. 55-62.

174. Taluts N.I., Dobromyslov A.V. The formation of the orthorhombic martensite in zirconium-based alloys // J. Phys. IV France. 2003. V. 112. P. 1099-1102.

175. Добромыслов A.B., Долгих Г.В., Мартемьянов A.H. Фазовый a" ~> œ переход под давлением в сплавах системы титан-ниобий // ФММ. 1996. Т. 81, вып. 2. С. 112-118.

176. Колачев Б.А., Лясоцкая B.C. Метастабильная диаграмма фазового состава сплавов системы титан-хром // Изв. вузов, Цветная металлургия. 1966. № 2. С. 123-128.

177. Елькин В.А. Метастабильные и неравновесные фазы в бинарных сплавах титана с металлами I, V—VIII групп // Дис. канд. физ.-мат. наук. ИФМ: Екатеринбург, 1999. 197 с.

178. Колачев Б.А., Мамонова Ф.С., Лясоцкая B.C. О составе мартенсита в закаленных сплавах системы Ti-Mo // Изв. вузов, Цветная металлургия. 1973. № 1. С. 115-116.

179. Hanson C.G., Rivlin V.G., Hatt В.А. The ß-phase transformation of some zirconium-thorium alloys // J. Nucl. Mater. 1964. V. 12, N 1. P. 83-93.

180. Добромыслов A.B., Казанцева H.B. Влияние эвтектоидного распада на структуру закаленных сплавов циркония с металлами I, V-VIII групп периодической системы элементов // ФММ. 1993. Т. 75, вып. 4. С. 118-128.

181. Добромыслов A.B., Казанцева Н.В. Механизм бейнитного превращения в сплавах системы цирконий-марганец// ФММ. 1997. Т. 83, вып. 1. С. 132-139.

182. Dobromyslov A.V., Kazantseva N.V. Formation of metastable ш-phase in Zr-Fe, Zr-Co, Zr-Ni, and Zr-Cu alloys // Scripta Mater. 1997. V. 37, N 5. P. 615-620.

183. Колачев Б.А., Ливанов B.A., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1981.416 с.

184. Ильин A.A. Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах. М.: Наука, 1994.304 с.

185. Титан-ванадий // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 2000. Т. 3. Книга 2. С. 397-399.

186. Титан-молибден // Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник / Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1999. Т. 3. Книга 1. С. 460-462.

187. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М.: Наука. 1977.238 с.

188. Курдюмов Г.В. К вопросу о тетрагональности мартенсита // Мартенситные превращения. Докл. междунар. конф. "ICOMAT-77". Киев: Наукова думка, 1978. С. 7-10.

189. Коломиец JI.JI., Семенова E.JL, Скороход В.В. и др. Метастабильные фазы в закаленных сплавах Zr-Os // Доклады АН УССР. Сер. А. 1978. № 4. С. 372-375.

190. Коломиец JI.JI., Семенова E.JL, Скороход В.В. и др. Метастабильные фазы в закаленных сплавах Zr-Ir //Доклады АН УССР. Сер. А. 1978. № 10. С. 945-948.

191. Dobromyslov A.V., Kazantseva N.V. Formation of co-phase in Zr-4 at.% Cr alloy // Scripta Mater. 1996. V. 35, N 7. P. 811-815.

192. Srivastava D., Mukhopadhyay P., Ramadasan E., Banerjee S. Unusual morphology of the omega phase in a Zr-1.75 at. pet Ni alloy // Met. Trans. A. 1993. V. 24A, N. 2. P. 495-501.

193. Zegler S.T. Superconductivity in zirconium-rhodium alloys // J. Phys. Chem. Solids. 1965. V. 26, N8. P. 1347-1349.

194. Couterne A., Cizeron G., Lacombe P. Evolution structurale, au cours de trempes ou de revenus, d'alliages zirconium-cuivre a teneur en cuivre inférieure a 5% pds // J. Nucl. Mater. 1968. V. 27. P. 121-136.

195. Grad G.B., Pieres J.J., Fernandez Guillermet A. et al. Systematics of lattice parameters and bonding distances of the omega phase in Zr-Nb alloys // Physica B. 1995. V. 213&214. P. 433-435.

196. Кинг Х.У. Структура чистых металлов // Физическое металловедение / Под ред. Р.У. Кана, П. Хаазена. М.: Металлургия, 1987. Т. 1. С. 447-484.

197. Григорович B.K. Твердость и микротвердость металлов. M.: Наука, 1976.230 с.

198. Бычков Ю.Ф., Розанов А.Н., Скоров Д.М. Диаграмма состояния цирконий-ниобий // Металлургия и металловедение чистых металлов. Труды Моск. инж.-физич. ин-та. М.: Атомиздат, 1959, вып. 1. С. 179-191.

199. Бычков Ю.Ф., Гончаров И.Н., Кузьмин В.И., Хухарева И.С. Влияние термообработки на свойства сверхпроводящих сплавов Nb + Zr на основе Zr // ПТЭ. 1964, №3. С. 170-171.

200. Бычков Ю.Ф., Гончаров И.Н., Хухарева И.С. Влияние структурного состояния на сверхпроводящие свойства сплавов циркония с 20 -г- 25 % ниобия // ЖЭТФ. 1965. Т. 48, вып. 3. С. 818-824.

201. Бычков Ю.Ф., Зуев М.Т. Кинетика распада p-твердого раствора в сплаве Zr-25 % Nb // Металлургия и металловедение чистых металлов. Труды Моск. инж.-физич. ин-та. М.: Атомиздат, 1967, вып. 6. С. 82-91.

202. Соколов Н.А., Бычков Ю.Ф., Мироненко В.А., Русаков А.А. Рентгенографическое исследование тонкой структуры сверхпроводящего сплава цирконий 25 % ниобия // Металловедение, физико-химия и металлофизика сверхпроводников. М.: Наука, 1967. С. 36-41.

203. Van Effenterre P., Cizeron G., Lacombe P. Etude des transformations structurales de l'alliage zirconium-niobium a 8 % pds Nb //J. Nucl. Mater. 1969. V. 31. P. 269-278.

204. Hehemann R.F. Transformation in Zr Nb alloys // Proc. USAEC Symp. on Zirconium Alloy Development. 1962. GEAP-4089. L 10-0.

205. Moffat D.L., Kattner U.R. The stable and metastable Ti-Nb phase diagrams // Met. Trans. A. 1988. V. 19A, N 10. P. 2389-2397.

206. Добромыслов A.B., Талуц Н.И. Кристаллография и структура реечного мартенсита гексагональной а-фазы в цирконии // ФММ. 1989. Т. 67, вып. 6. С. 1138-1147.

207. Добромыслов А.В., Долгих Г.В. Структура сплава титан-1 ат.% вольфрама // ФММ. 1992.№ И.С. 100-107.96.

208. Banerjee S., Krishnan R. Martensitic transformation in Zr-Ti alloys // Met. Trans. V. 4, N 8. P. 1811-1819.

209. Banerjee S., Krishnan R. Martensitic transformation in zirconium-niobium alloys // Acta Met. 1971. V. 19, N 12. P. 1317-1326.

210. Wechsler M.S., Lieberman D.S., Read T.A. On the theory of the formation of martensite // Trans. AIME. 1953. V. 197. P. 1503-1515.

211. Mackenzie J.K., Bowles J.S. The crystallography of martensite transformations IV. Body-centred cubic to orthorhombic transformations // Acta Met. 1957. V. 5. P. 137-149.

212. Van Ginneken A.J.J., Burgers W.G. The habit plane of the zirconium transformation // Acta Cryst. 1952. V. 5. P. 548-549.

213. McHargue C.J. The crystallography of the titanium transformation // Acta Cryst. 1953. V. 6. P. 529-530.

214. Williams J.C., Taggart R., Polonis D.H. The morphology and substucture of Ti-Cu martensite // Met. Trans. 1970. V. 1, N 8. P. 2265-2270.

215. Liu Y.C., Margolin H. Martensite habit plane in quenched Ti-Mn alloys // J. Metals. 1953. V. 5. P. 667-670.

216. Liu Y.C. Martensitic transformation in binary titanium alloys // Trans. AIME. 1956. V. 206. P. 1036-1040.

217. Peretti H.A., Bolcich J.C., Ahlers M. Crystallographic analysis of martensites in Zr-Nb-Al //J. Phys. 1982. T. 43,N 12. Suppl. Coll. C4. P. C4-303-C4-307.

218. Сударева C.B., Буйнов H.H., Ракин В.Г. Электронномикроскопическое и рентгенографическое и исследование закаленного сплава Ti-25 ат.% Nb // ФММ. 1968. Т. 26, вып. 5. С. 781-788.

219. Возилкин В.А., Сударева C.B., Буйнов H.H. Рентгенографическое и электронномикроскопическое исследование структуры сплава Ti-50 вес.% Nb // ФММ. 1969. Т. 27, вып. 2. С. 286-292.

220. Тяпкин Ю.Д., Лясоцкий И.В. Внутрифазовые превращения // Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. Т. 15. М.: ВИНИТИ, 1981. С. 47-110.

221. Сасовская И.И., Сударева C.B., Ярцев C.B. Аномалии оптических свойств и неустойчивое состояние решетки ß-фазы в Ti-V // ФММ. 1981. Т. 52, вып. 1. С. 86-94.

222. Sudareva S.V., Rassokhin V.A., Prekul A.F. The structure of Cr-Al alloys exhibiting anomalous physical properties // Phys. stat. sol. (a). 1983. V. 76. P. 101-106.

223. Ericksen R.H., Taggart R., Polonis D.H. The characteristics of spontaneous martensite in thin foils of Ti-Cr alloys // Trans. AIME. 1969. V. 245, N 2. P. 359-363.

224. Иванов O.C., Семенченков A.T. Превращение тройных сплавов циркониевого угла системы Zr-Sn-Mo при закалке и отпуске // Ж. неорган, химии. 1959. T. IV, вып. 7. С.1625-1629.

225. Guerillon J.P., Quivy A., Lehr P. Contribution à l'etude de certaines phases métastables du système binare zirconium-niobium // С. R. Acad. Sei. Paris. 1968. T. 267, Série С. P. 1767-1770.

226. Polonis D.H., Parr J.G. Substructures in retained-beta phase of Ti-Ni alloys // Trans AIME. 1956. V. 206. P. 514-515.

227. Polonis D.H., Parr J.G. Phase transformations in titanium-rich alloys of nickel and titanium // Trans AIME. 1956. V. 206. P. 531-536.

228. Perkins A. J., Yaffe P. E., Hehemann R. F. The isothermal omega transformation in zirconium-niobium alloys // Metallography. 1971. V. 4, N 4. P. 303-323.

229. Возилкин B.A., Бычков Ю.Ф., Зуев M.T., Буйнов Н.Н. Структура и критические токи сверхпроводящего сплава Zr-20 % Nb // ФММ. 1974. Т. 38, вып. 6. С. 1228-1234.

230. Stiegler J.O., Houston J.T., Picklesimer M.L. Transmission electron microscopy of omega phase in a Zr-15 % Nb alloy // J. Nucl. Mater. 1964. V. 11, N 1. P. 32-40.

231. Hickman B.S. The formation of omega phase in titanium and zirconium alloys: a review // J. Mater. Sci. 1969. V. 4. P. 554-563.

232. Hehemann R. F., Zegler S.T. Superconductivity in aged zirconium-niobium (columbium) alloys // Trans AIME. 1966. V. 236. P. 1594-1596.

233. Texier C., Van Effenterre P., Cizeron G., Lacombe P. Etude des divers, types de transformations structurales caractérisant l'alliage Zr-Nb a 17 % poids de niobium // J. Nucl. Mater. 1971. V. 40. P. 271-283.

234. Hickman B.S. Omega phase precipitation in alloys of titanium with transition metals // Trans. AIME. 1969. V. 245. P. 1329-1336.

235. Moffat D. L., Larbalestier D. C. The competition between martensite and omega in quenched Ti—Nb alloys // Met. Trans. A. 1988. V. 19A, N 7. P. 1677-1686.

236. Добромыслов A.B., Талуд Н.И. Структура циркония и его бинарных сплавов // ФММ. 1995. Т. 79, вып. 6. С. 3-27.

237. De Fontain D. Mechanical instabilities in the b.c.c. lattice and the beta to omega phase transformation // Acta Met. 1970. V. 18, N 2. P. 275-279.

238. De Fontain D., Paton N.E., Williams J.C. The omega phase transformation in titanium alloys as an example of displacement controlled reactions // Acta Met. 1971. V. 19, N 11. P. 1153-1162.

239. Башкин И.О., Пагнуев А.Ю., Гуров А.Ф., Федотов В.К., Абросимова Г.Е., Понятовский Е.Г. Фазовые превращения в эквиатомном сплаве TiZr при давлениях до 70 kbar // ФТТ. 2000. Т. 42, вып. 1. С. 163-169.

240. Добромыслов А.В., Талуц Н.И. Механизм а -> со превращения в цирконии, титане и сплавах на их основе // ФММ. 1990. № 5. С. 108-115.

241. Добромыслов А.В., Талуц Н.И., Демчук К.М., Мартемьянов А.Н. Осуществление р -> со превращения в сплаве Zr-2,5 % Nb в условиях высокого давления // ФММ. 1986. Т. 62, вып. 3. С. 541-546.

242. Эпштейн Г.Н. Строение металлов, деформированных взрывом. М.: Металлургия, 1988.280 с.

243. Kozlov E.A., Kovalenko G.V., Kuropatenko V.F., Sapozhnikova G.N. Computational-experimental investigation of wave processes in metal balls under their loading by spherical converging shock waves // Bull. Am. Phys. Soc. 1991. V. 36, N. 6. P. 1831.

244. Kozlov E.A., Zhukov A.V. Phase transitions in spherical stress waves // High Pressure Science and Technology /Eds. S. C. Schmidt, J. W. Shaner, G. A. Samara, M. Ross. New York: American Institute of Physics, 1994. P. 977-980.

245. Dobromyslov A.V., Kozlov E.A., Taluts N.I. Features of high-rate plastic deformation of Zr and Zr-Nb alloys under loading by spherical converging stress waves // J. Phys. IV. 2000. V. 10. P. Pr9-817-Pr9-822.

246. Dobromyslov A.V., Taluts N.I., Kozlov E.A. Features of high-rate plastic deformation of titanium and zirconium loaded by spherical converging shock waves // New Experimental

247. Methods in Material Dynamics and Impact. /Eds. W.K. Nowacki and J.R. Klepaczko. Warsaw (Poland): INB ZTUREK, 2001. P. 373-378.

248. Добромыслов A.B., Талуц Н.И., Козлов E.A. Деформационное и фазовое поведение титана и циркония при нагружении сферически сходящимися ударными волнами // Физика экстремальных состояний вещества 2005. Черноголовка. 2005. С. 73-75.

249. Gupta S.C. Some phase transition studies under shock waves // Adv. High Pressure Science and Technology. /Ed. A. K. Singh. New Delhi: Tata McGraw-Hill, 1995. P. 3-21.

250. Zener С., Hollomon J.H. Effect of strain rate upon plastic flow of steel // J. Appl. Phys. 1944. V. 15. P. 22-32.

251. Glen R.C., Leslie W.C. The nature of "white streaks" in impacted steel armor plate // Met. Trans. 1971. V. 2. P. 2945-2947.

252. Thornton P.A., Heiser F.A. Observation on adiabatic shear zones in explosively loaded thick-wall cylinders // Met. Trans. 1971. V. 2. P. 1496-1499.

253. Wittman C.L., Meyers M.A., Pak H.R. Observation of an adiabatic shear band in AISI 4340 steel by high-voltage transmission electron microscopy // Met. Trans. A. 1990. V. 21A.N3.P. 707-716.

254. Meyers M.A., Wittman C.L. Effect of metallurgical parameters on shear band formation in low-carbon 0.20 wt pet) steels // Met. Trans. A. 1990. V. 21A,N 12. P. 3153-3164.

255. Meyers M.A., Pak H.R. Observation of an adiabatic shear band in titanium by high-voltage transmission electron microscopy // Acta Met. 1986. V. 34, N 12. P. 2493-2499.

256. Yang Y., Xinming Z., Zhenghua L., Qingyun L. Adiabatic shear band on the titanium side in the Ti/mild steel explosive cladding interface // Acta Mater. 1996. V. 44, N 2. P. 561-565.

257. Meyers M.A. Dynamic failure: mechanical and microstructural aspects // J. Phys. IV. Colloq. C8.1994. V. 4. P. C8-597-C8-621.

258. Zurek A.K. Study of adiabatic shear band instability in a pearlitic 4340 steel using a dynamic punch test // Met. Mater. Trans. 1994. V. 25A, N 11. P. 2483-2489.

259. Dobromyslov A.V., Kozlov E.A., Taluts N.I. Formation and features of adiabatic shear bands in Zr-Nb alloys in spherical stress waves // J. Phys. IV. 1997. V. 7. P. C3-963-C3-967.

260. Козлов E.A., Елькин B.M., Литвинов Б.В., Добромыслов А.В., Талуц Н.И., Казанцева Н.В. Особенности формирования и структура полос адиабатического сдвига в цирконии в сферических волнах напряжений // Доклады Академии наук. 1998. Т. 360, № 3. С. 340-343.

261. Dobromyslov A.V., Taluts N.I., Kazantseva N.V., Kozlov E.A. Formation of adiabatic shear bands and instability of plastic flow in Zr and Zr-Nb alloys in spherical stress waves // Scripta Mater. 2000. V. 42. P. 61-71.

262. Елькин B.M. Неустойчивость и локализация пластического течения в адиабатических полосах сдвига. Препр. № 11 ВНИИТФ. Челябинск-70.1991.

263. Armstrong R.W., Coffey C.S., Elban W.L. Adiabatic heating at a dislocation pile-up avalanche // Acta Met. 1982. V. 30. P. 2111-2116.