Закономерности термического и деформационного фазовых переходов порядок-беспорядок в сплавах со сверхструктурами L12 , L12 (M), L12 (MM), D1 a тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

I !

СТАРЕНЧЕНКО Светлана Васильевна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ТЕРМИЧЕСКОГО И ДЕФОРМАЦИОННОГО ФАЗОВЫХ ПЕРЕХОДОВ ПОРЯДОК-БЕСПОРЯДОК В СПЛАВАХ СО СВЕРХСТРУКТУРАМИ Ь12, ¿12(М), ¿12(ММ),

01.04.07-физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

I

Томск-2003

Работа выполнена в Томском государственном архитектурно-строительном университете

Научный консультант: доктор физико-математических наук,

профессор, зав. кафедрой физики Томского государственного архитектурно-строительного университета Козлов Э. В.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор, директор Института металловедения и функциональных материалов ЦНИИ ЧерМета Глезер A.M.

доктор физико-математических наук, профессор, зам. директора ИФПМ СО РАН по HP Лотков А.И

доктор физико-математических наук, профессор, зав. лабораторией теории сплавов СФТИ при Томском государственном университете Демиденко B.C.

Ведущая организация: Алтайский государственный технический

университет им. И.И. Ползунова, г. Барнаул

Защита диссертации состоится " 16 " октября 2003 г. в 14— часов

на заседании диссертационного совета Д 212.267.07 при Томском государственном

университете им. Куйбышева по адресу:

634050, г. Томск, пр. Ленина, 36

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Томского государственного университета.

Автореферат разослан " 3 " сентября 2003 г. Ученый секретарь диссертационного совета,

доктор физ.-мат. наук, ст. научный сотрудник .-ШоР-' Ивонин И.В.

2.О03 - А

ОБЩАЯ ХАРАТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность проблемы. Одним из превращений, лежащих в основе новейших технологий создания конструкционных материалов, является атомное упорядочение сплавов. При упорядочении можно получить набор свойств, оптимально сочетающих низкое электросопротивление, высокую прочность, подходящие магнитные и оптические характеристики. Кроме металловедческих задач, при изучении атомного упорядочения выявляются вопросы, важные для понимания фундаментальных аспектов физики твердого тела. В связи с этим на протяжении многих лет проводились обширные теоретические и экспериментальные исследования, бинарных сплавов, в которых изучались кристаллические структуры, их устойчивость, влияние на свойства материалов, переходы от дальнего порядка (ДП) к ближнему порядку (БП) и наоборот. Значительный вклад в развитие представлений физики_атомного упорядочения внесли отечественные учёные Смирнов A.A., Кривоглаз М.А., Иверонова В.И., Кацнельсон A.A., Панин В.Е., Сюткина В.И., Шаш-ков О.Д., Нестеренко Е.Г., Попов JI.E., Глезер A.M., Матысина З.А. и многие другие. Огромны в этой области заслуги зарубежных исследователей.

В основном, теоретические описания атомного упорядочения и фазового перехода дальний порядок-ближний порядок (ФП ДП-БП) выполнены для сплавов с идеальной бездефектной кристаллической решеткой. В действительности состояния упорядоченных сплавов более сложные. Здесь присутствуют многочисленные дефекты разного масштабного уровня от точечных нарушений, атомных кластеров, микросегрегаций, микродоменов, антифазных доменов (АФД) до границ зерен. Важным дефектом кристаллической структуры являются антифазные границы (АФГ) разной природы: термические, периодические и деформационные. Как выяснилось из теоретических и экспериментальных исследований, они имеют ненулевую толщину вблизи Тк. Вблизи АФГ существенно изменяется состояние материала по сравнению с состоянием внутри домена, здесь понижается параметр дальнего порядка (ПДП), также АФГ понижают степень упорядоченности материала в целом. Почти во всех случаях упорядочения сплавов на основе ГЦК решётки возникает доменная структура с разным средним размером доменов, лежащим в пределах от микронов до нанометров. Этот дефект упорядоченного состояния не принимался во внимание при теоретическом описании ФП ДП-БП и анализе его закономерностей. Хотя процессы размытия АФГ и понижение ПДП на них при приближении к Тк играют важную роль в ФП.

Рассматриваемые в статистических теориях состояния ДП и БП, чётко разделены температурой ФП. Такой подход является упрощённым, поскольку между ними существует глубокая взаимосвязь. Ниже Тк существует фаза с крупными доменами, а выше - с микродоменами, характеризующимися высокой степенью локального порядка в них, так что ФП ДП-БП происходит между фазами с неполным ДП и совершенным локальным порядком. Состояния разупорядоченной фазы с микродоменным локальным порядком недостаточно исследованы. Они могут демонстрировать внутрифазовые превращения, переходя из одного структурного состояния в другое. j , j

S l '- . Л ¡¡О гскл Гамбург

: оз

Развитие представлений о природе упорядоченного состояния немыслимо без проведения исследований по выяснению особенностей формирования как упорядоченной фазы, так и разупорядоченной в процессе изотермических отжигов, а также механизмов, реализующих эти процессы. Детальное знание кинетики превращения, её закономерностей необходимо для описания структуры, возникающей на разных стадиях превращения материалов при разных температурных условиях.

В основном представления об упорядоченных состояниях и ФП связаны с температурным воздействием, однако, в такой же степени пластическая деформация, м.ожет изменять состояния сплавов. Влияние пластической деформации на упорядоченные сплавы носит двойственный характер. Во-первых, пластическая деформация приводит к нарушению ДП в материале, особенно увеличивает плотность АФГ. Во-вторых, процессы, происходящие при деформировании материала, способствуют появлению разного типа дефектов, стимулирующих восстановление ДП. В разное время появлялись работы, указывающие на эти возможности. Однако целенаправленного изучения деформационно-стимулированного ФП ДП-БП не проводилось, хотя косвенные выводы о разрушении дальнего атомного порядка при деформации следовали из электронно-микроскопического исследования структуры деформированных сплавов.

Выяснение особенностей состояний, обусловленных несовершенствами кристаллической структуры разной природы, является важным этапом в развитии представлений о превращениях, происходящих в твердых телах. Прежде всего, это изучение влияния АФГ как термических, периодических, так и деформационных на ФП в сплавах, обладающих разнообразными сверхструктурами.

Целью данной работы является как экспериментальное, так и методами математического моделирования исследование закономерностей ФП дальний порядок -ближний порядок и ближний порядок - дальний порядок, вызванных температурным и деформационным воздействиями в упорядочивающихся на основе ГЦК решётки бинарных сплавах со сверхструктурами /Л2, ¿Ъ(М), ¿12(ММ), £>1а, имеющих наномасштабные домены, выяснение механизмов этого превращения и роли АФГ в них.

Для достижения цели были поставлены и решены следующие задачи:

1. Детально исследованы характеристики кристаллической структуры и АФГ при

температурах выше и ниже температуры фазового превращения порядок-беспорядок в сплавах со сверхструктурами 112, ¿Ь(М), 1Л2(ММ), 01а. Выявлены закономерности поведения структурных характеристик равновесных состояний в процессе температурного ФП из состояния с ДП в состояние с БП в особенности в окрестности Тк-

2. С целью выяснения особенностей формирования фазы с ДП внутри фазы с БП и

фазы с БП внутри фазы с ДП изучены кинетика перехода от ДП к ближнему и от БП к дальнему при изменении температуры. Измерены значения энергии активации увеличения параметра дальнего порядка и роста доменов. Это позволило определить механизмы процессов перестройки атомной структуры при возникновении фаз с ДП и БП.

3. Исследованы характеристики кристаллической структуры, поведение системы

АФГ, изменение степени упорядоченности сплавов со сверхструктурами ¿12 и Ь1 2(М), ¿12(ММ) при пластической деформации. Изучено влияние исходного структурного состояния и энергии упорядочения сплавов на процесс деформационного разупорядочения. На основе этого выявлялись корреляции между изменениями структурных параметров и ПДП для установления механизмов деформационного превращения ДП - БП.

4. Построена физическая модель, которая объединяет механизмы разрушения ДП,

а также механизмы деформационного и термического упрочнения в сплавах со сверхструктурой Ь\2. Методами моделирования исследованы процессы деформационного разрушения ДП, связанные с движением и размножением дислокаций. В модели учтены элементарные процессы деформационного разрушения ДП в сплавах со сверхструктурой Ь\2, выяснена их относительная роль. Научная новизна диссертационной работы. В представленной работе впервые проведено комплексное исследование состояний упорядочивающихся как крупно-, так и мелкодоменных сплавов при температурном и деформационном воздействии, а также кинетика установления и разрушения состояния ДП. Экспериментально изучено поведение равновесных характеристик упорядоченных сплавов на основе золота с нанодоменной структурой при изменении температуры. Выявлена роль АФГ, как термических, так и периодических в ФП ДП-БП.

Изучение кинетики увеличения ПДП и роста АФД в сплавах с разными сверхструктурами выявило особенности формирования фазы с ДП в кубических и некубических структурах. В сплавах с некубической сверхструктурой на кривых зависимостей средних размеров АФД дополнительно к стадиям зарождения, роста, коалесценции трансляционных доменов и насыщения обнаружена стадия переориентации ориентационных доменов. Исследование восстановления ДП в деформированном и недеформированном сплавах дало возможность определить энергию активации роста доменов и механизмы этих процессов. Сопоставление кинетики упорядочения и разупорядочения выявило особенности возникновения фаз с ДП и с БП, различие механизмов их формирования.

Проведено систематическое исследование деформационного разупорядочения в сплавах, обладающих широким спектром структурных и физических параметров. Измерены ПДП, параметры решётки, размеры областей когерентного рассеяния, доменов, микроискажения кристаллической решётки, получены закономерности разрушения ДП в сплавах со сверхструктурой 1Л2, ¿12(М), /Л2(ММ). Предложена схема разрушения ДП при пластической деформации.

В работе описаны элементарные механизмы понижения ДП при пластической деформации. На основе феноменологической модели термического и деформационного упрочнения построена математическая модель и впервые описано деформационное разрушение ДП в сплавах со сверхструктурой Ы2.

Комплексное исследование температурного и деформационного ФП ДП-БП совместно с кинетическими процессами упорядочения и разупорядочения выявило общность, а также различие ФП, инициируемых различными типами воздействий.

Научная и практическая ценность диссертационной работы. Выполненные в диссертационной работе исследования формируют современные представления об особенностях ФП ДП-БП, стимулированного, как температурным, так и деформационным воздействием, выявляют механизмы реализации перехода от одной фазы к другой, взаимосвязь между состояниями дальнего и ближнего порядка. Эти представления можно использовать как учебный материал при написании учебников по физике твёрдого тела и монографий.

Экспериментальные закономерности, описывающие процесс разрушения ДП в сплавах со сверхструктурами ¿12, /Л2(М), /Л2(ММ) при деформации, являются базой для построения и верификации различных теорий ФП ДП-БП, индуцированных пластической деформацией, позволяют судить о механизмах деформационного ра-зупорядочения. Они были использованы для построения кинетической модели деформационного разупорядочения. Результаты математического моделирования процесса разрушения ДП в сплавах со сверхструктурой Ь\2 при пластической деформации позволили объяснить некоторые особенности и закономерности этого явления, а также выявить роль различных механизмов разрушения ДП.

Полученные результаты полезны при планировании новых экспериментальных и теоретических работ по выяснению структуры БП и её эволюции при переходе в разные температурные области, а также при пластической деформации. Данные, полученные при изучении кинетики формирования БП из дальнего при температурах превышающих Тк, являются основой для последующих экспериментальных и теоретических исследований. Совокупность экспериментальных данных может быть использована при создании технологий получения новых материалов на основе упорядоченных сплавов, в том числе наноматериалов.

Впервые получены и выносятся на защиту следующие результаты:

1. Совокупность экспериментальных результатов, полученных рентгеновскими методами и описывающих параметры равновесных состояний упорядочивающихся сплавов со сверхструктурами /Л 2, ¿12(М), ¿12(ММ), £>1а ниже и выше Тк, закономерности формирования нанофаз с дальним и ближним порядком, Закономерности изменения структурного состояния при деформации упорядоченных сплавов со сверхструктурой Ы2, £ 12(М) и ¿12(ММ).

2. Механизмы термического ФП ДП-БП в сплавах на основе ГЦК решётки, полученные на основе экспериментальных данных, и особую роль антифазных границ в превращении ДП-БГ1. Представления о наноструктурных состояниях исследованных фаз с ближним порядком непосредственно выше Тк и эволюции 1 этих состояний при изменении температуры.

3. Установленные кинетические закономерности восьмистадийного формирования ДП из ближнего, полученного термическим разупорядочением, в исследованных сплавах со сверхструктурами Л12, ¿12(ММ), 01а и при восстановлении ДП в сплаве Си-22 ат.%Р1 из ближнего порядка, полученного деформацией. Кинетические закономерности перехода от ДП к ближнему, связанного с пери-тектоидным превращением, а также механизмы установления ДП и БП.

4. В сплавах, подвергнутых деформации, упорядоченное состояние более устойчиво при высокой энергии упорядочения, а при малых деформациях в присутствии периодических АФГ и в монокристаллах.

5. Установленную для всех исследованных сплавов единую связь между параметром дальнего порядка и плотностью АФГ при термических и деформационных ФП ДП-БП.

6. Схему гетерогенного разрушения атомного ДП при пластической деформации.

7. Дислокационную модель разрушения ДП при пластической деформации сплавов со сверхструктурой Ы2, учитывающую совокупность элементарных механизмов нарушения ДП, где главную роль играют накопление трубок АФГ и движение одиночных дислокаций.

Апробация работы. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на следующих всероссийских и международных конференциях: V, VI VII Всесоюзных совещаниях по упорядочению атомов и влиянию упорядочения на свойства сплавов. (Томск 1976; Киев 1978, Свердловск 1983); X, XI Всесоюзных совещаниях по тепловой микроскопии (Новокузнецк 1982, Москва 1986); Объединенном заседании трех постоянных Всесоюзных семинаров: "Дифракционные методы исследования искаженных структур", "Актуальные проблемы прочности" и "Физико-технологические проблемы поверхности металлов", Череповец 1988; I, II Всесоюзных н-т. конференциях "Прикладная рентгенография металлов" Ленинград, 1986, 1990; V, VI Всесоюзных совещаниях по старению металлических сплавов "Фундаментальные и прикладные аспекты исследований структуры и свойств" Свердловск 1989, 1992; III, IV, V Всесоюзных конференциях по кристаллохимии интерметаллических соединений. Львов, 1978, 1983, 1989; II, III, IV Всесоюзных школах по "Диаграммам состояния в материаловедении" (Кацивели 1982, Одесса 1986,1991); IV, V Всесоюзных совещаниях "Диаграммы состояния металлических систем" Звенигород, 1982, 1989; Всесоюзном семинаре "Кинетика и термодинамика пластической деформации" Барнаул, 6-9 сентября 1988; 11 семинаре "Методы получения, структура и свойства гидридов металлов и интерметаллических соединений, 1989, Киев-Одесса; Республиканской конференции "Физико-химические основы производства металлических сплавов". Алма-Ата, 12-14 июня 1990 г; "Структура, дефекты и свойства сплавов полученных нетрадиционным легированием" Семинар 22-26 марта 1993 г. Екатеринбург; I - VII международных школах-семинарах "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах", Барнаул (1992, 1994, 1996, 1998, 2000, 2001, 2002); XII, XIV международных конференциях по Физике прочности и пластичности материалов, Самара 1989, 1995; Materials & Instability under Mechanical Loading, St Peterburg, 1996; Международной конференции "Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений", Тамбов (1996); 5th, 6th International School "Phase Diagrams in Materials Science" (ISPDMS'96, Katsyively 1996, PDMS'2001, Kyiv, 2001); III, IV, V Межгосударственных семинарах "Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий", Обнинск 1995, 1997, 1999; Международном семинаре "Актуальные проблемы прочности имени В.А.Лихачева" и XXX1I1 семинаре

"Актуальные проблемы прочности" Новгород, 1997; Eigteenth European Crystallographic Meeting, Praha, Czech Respublic, 1998; 6th European powder diffraction Conference (EPDIC-6). Budapest, Hungary, 1998; Мемориальном симпозиуме в честь академика А.А. Смирнова "Порядок в металлах и сплавах" 1998, Киев; International Conference on Solid-Solid Phase Transformation'99 (PTM'99), Kyoto, Japan, 1999; V Russian-Chinese International Symposium "Advanced Materials and Processes", Baikalsk, Russia; VI Международной научно-технической конференции "Актуальные проблемы материаловедения" (Новокузнецк, 1999); Международных семинарах "Актуальные проблемы прочности" (Псков, 1999; Витебск, 2000; Тамбов, 2000; Киев, 2001); III Международном семинаре "Современные проблемы прочности" имени В.А.Лихачева. (Старая Русса, 1999, 2001); Всероссийской конференции "Дефекты структуры и прочность кристаллов" (Черноголовка, 2002); Международных симпозиумах "Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах" (Сочи, 2001, 2002); "X, XI, XII, XIII, XIV Петербургских чтениях по проблемам прочности" 1999, 2000,2001, 2002,2003 и др.

Публикации. По материалам диссертация имеется 150 публикаций. Перечень основных работ приведен в конце автореферата.

Структура диссертации. Диссертация состоит из введения, 5 глав и заключения, в котором приведены основные результаты и выводы, а также списка цитируемой литературы. Общий объем составляет 592 страницы, включающий 347 страниц текста, 289 рисунков, 38 таблиц, 457 библиографических ссылок.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

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

Для решения поставленных задач выбраны упорядочивающиеся сплавы с исходной ГЦК решеткой, в которых формируются разные сверхструктуры ¿12, ¿12(М), /Л2(ММ), D02з, £Ю2з(М), Dla. В них имеются нанометрические и субмикроскопические размеры АФД структуры. В исследуемых материалах присутствуют АФГ разной природы: термические АФГ (ТАФГ), которые характерны для всех изученных нами сплавов, периодические АФГ (ПАФГ), и в дополнение к этим типам АФГ пластической деформацией создавали деформационные АФГ. Особенности температурного ФП ДП-БП изучали в сплавах на основе Au: Аи3Си I - /Л2, Аи3Си II - L12(MM), Au3Cd - Ш23, Au3Zn - D023(M), Au3Mn - I12(MM), Au4Zn -¿12(MM), Au4Cr, Au4Mn, Au4V - D\„. Кинетика упорядочения исследована на сплавах Cu3Pt, Cu-22aT.%Pt - L\2, Au4Cr, Au4V -Dla, Au4Zn - ¿12(MM). Деформационное разуморядочение проводили на сплавах, для которых известны особенности температурного ФП ДП-БП, полученные нами или детально отражённые в литературе. Они отличаются энергией упорядочения, исходными средними размерами АФД и зёрен, а также степенью порядка. Это сплавы Au3Cu I, Cu3Pt, Cu-22aT.%Pt, Ni3Fe, Ni3Ge, Ni3Al - ¿12, Cu3Pd - L12(M), Au4Zn - ¿12(MM).

Исследования выполнены на порошковых образцах или поликристаллических пластинах методами рентгеноструктурного анализа. Выбор метода обусловлен

широкими возможностями получения на основании анализа дифракционной картины достоверной количественной информации о структурных характеристиках материала. Параметр решетки, степень дальнего г| и ближнего порядка г|БП, степень эффективного порядка г|эфф (средний по образцу параметр дальнего порядка), размеры АФД (О), микродоменов (0)микр, областей когерентного рассеяния (ОКР) (Ь), микроискажения кристаллической решетки, присутствие разных фаз, периоды антифазности (М) в длиннопериодических сверхструктурах и др. могут быть достаточно точно определены лишь рентгеновскими методами. Именно они дают возможность судить о тонкой структуре состояния сплава. Совокупность экспериментальных результатов, полученных в данном исследовании, позволила выявить закономерности термического и деформационного ФП ДП-БП, кинетики упорядочения и разупорядочения, сделать обобщения. Настоящая работа подводит итоги исследования субмикро- и наноразмерной структуры упорядоченных сплавов, проводимых автором в течение последних десятилетий.

Глава 1. Структурные состояния упорядоченных сплавов и ФП ДП-БП. В данной главе рассмотрены представления об атомном упорядочении, свёрх-структуры, реализующиеся в упорядочивающихся сплавах, способы описания ДП и БП. Описывается доменная структура, присущая реальным упорядоченным сплавам, которая включает как трансляционные, так и ориентационные домены. Особенное внимание обращено на АФГ, которые являются либо дефектом кристаллической структуры, возникающим при упорядочении, либо структурным элементом сшивов с длинным периодом, либо дефектом, сопровождающим пластическую деформацию. В любом случае они являются особыми местами упорядоченного материала, где существенно изменяются его свойства. Совокупность экспериментальных и теоретических исследований позволяет утверждать, что реальные антифазные границы являются прослойками конечной толщины, т.е. "размытыми" в направлении нормали к поверхности АФГ. Конфигурация АФГ в разных сплавах различна и определяется природой сплава. Размытие АФГ способно привести к понижению степени упорядоченности материала за счёт пониженного порядка в области АФГ. Через структуру АФД и АФГ естественна перестройка от структуры фазы с ДП к структуре фазы с БП.

Периодически расположенные АФГ являются структурным элементом ряда сверхструктур, называемых длиннопериодическими. Стабильность длиннопериодических сверхструктур предсказывается в ряде теорий, рассматривающих разную природу стабильности ДПС: понижение электронной энергии, учёт межионного взаимодействия, нелинейные взаимодействия между коротко- и длиннопериодическими искажениями структуры, учёт упругих напряжений.

Рассмотрена существующая на данный момент классификация ФП ДП-БП и основные черты этого перехода.

Глава 2. Состояния сплавов Аи3Ме и Аи4Ме с неполным ДП. Глава посвящена исследованию равновесных состояний бинарных сплавов АизСи, АизСи И, АизСё, Аи3Мп, Аи37п, Аи42п, Аи4Сг, Аи^Мп, Аи4У выше и ниже Тк при термическом переходе от ДП к БП. Оно выявило основные закономерности поведения ха-

рактеристик кристаллической структуры, системы АФГ и ФП ДП-БП в сверхструктурах ¿Л2(М), £12(ММ) и 01а.

Проведённое в работе изучение сплавов с длиннопериодическими сверхструктурами (ДПС) показало, что превращения П-Б в них могут быть как строго первого рода, так и близкие ко второму роду. Температура превращения ДП - БП, связанная с разными звездами сверхструктурных векторов - вырождена. Это отличает ДПС от других сверхструктур с несколькими неэквивалентными подрешетка-ми. Присутствие периодических АФГ приводит к большей устойчивости ДПС по отношению к фазе с БП по сравнению с Ь12. Об этом свидетельствуют довольно малые величины скачка ПДП в Тк (Аг) |Тк) (Ал1Тк ~ 0,5 и меньше). Зависимости

П(Т/ТК) в длиннопериодических сверхструктурах не описываются единой зависимостью г](Т/Тк), их характер своеобразен и существенно отличается от кривых Г](Т/ТК), получаемых в статистических теориях. Параметры дальнего порядка (ПДП), связанные с разными звездами сверхструктурных векторов, при низких температурах различаются так, что т]оо1 > Лки/гм- Это свидетельствует о размытии периодических АФГ, реализующихся в сплавах с длинным периодом. ПДП внутри термического АФД осциллирует с периодом М и описывается почти прямоугольной волной параметра ДП.

По характеру зависимостей М(Т), экспериментально выделены три группы сплавов, в которых М: 1) уменьшается с увеличением температуры Аи3Си, АиСи3, Си3Р1, 2) возрастает с увеличением температуры Аи42п, AgзMg, Си3Рё, 3) остается неизменным при изменении температуры Аи3Сс1, Аи3Мп, Аи^п. Возникающие в сплавах с ДПС тетрагональные или ромбические искажения уменьшаются при увеличении периода антифазности. Подобная связь установлена как для разных сплавов, а так и для каждого сплава в отдельности. Периоды антифазности и степени тетрагональных или ромбических искажений решетки линейно связаны с ПДП. Обнаруженные корреляции свидетельствуют о том, что единственным параметром перехода в сплавах с длинным периодом являются ПДП, которые введены по звездам сверхструктурных векторов, а также о существенной роли ПАФГ для фазового перехода дальний порядок - ближний порядок в ДПС.

Имеются два фактора, обусловленные ПАФГ, влияющие на характер поведения параметра дальнего порядка вблизи Тк - это плотность ПАФГ (1/М) и их размытие. Размытие АФГ, всегда возрастающее при приближении к Тк, приводит к понижению ПДП. Плотность ПАФГ может как увеличиваться, так и уменьшаться при повышении температуры и, следовательно, стимулировать или препятствовать понижению параметра дальнего порядка. В сплавах, где оба фактора действуют в одном направлении, скачок ПДП в Тк малый, и тогда ФП П-Б приближается по сво-. им чертам ко второму роду (Аи3Си, Си3Аи, Си3Р0. В сплавах, где плотность периодических АФГ уменьшается (Си3Рс1, Ag3Mg, Ац^п) с возрастанием температуры, или остается постоянной (Аи3Сс1, Аи3Мп, Аи32п) понижение ПДП связано лишь с размытием АФГ и Дг)| значительно отличается от 0, однако ниже, чем в сплавах

Ал,

0,6 0,4 0,2 0,0 -0,2

|f)m/dn|

. CujPd „ 3 • ■ 6

* Âl7.ft m 4

Ag^ig

■ AUjCu Cu.Pt 2

- CUjAu 0

- DOB

Cu,Pt

Cu,Pd

Au.Zn. • • '

Au,Mne'A*Zn Au,Cd

Cu,Au

Au,Cu

6 dM/dii

Рис. 1. Зависимость величины скачка параметра дальнего порядка в Тк от интенсивности изменения периода антифазности M с изменением параметра дальнего порядка дМ!дг\ Рис. 2. Зависимость интенсивности изменения периода антифазности с изменением параметра дальнего порядка IdM/dnl от величины периода антифазности M

со сверхструктурой ¿12. Таким образом, характер поведения M с изменением ПДП обусловливает поведение т] вблизи Тк и величину Ar||Tlt (Рис-

Комплекс характеристик ДПС, таких как величина периода антифазности (М), скачок параметра дальнего порядка в Тк (Дг||Тк), степень тетрагональных или ромбических искажений, знак зависимости дШдц определяет принадлежность сплавов с ДПС к разным классам. Среди ДПС выделяются два класса структур, различающиеся по своим свойствам: с большими значениями M (>5) и малыми (<5). Обособленно среди них стоит структура ZX)23 с M = 2. Сплавы с большими значениями M в состояниях вдали от Тк тяготеют к сверхструктуре Ll2. Сплавы с малыми значениями M, у которых дЫ!дг\ < 0, в состояниях с более совершенным порядком вдали от Тк приближаются к сверхструктуре D023.

Характер поведения M с изменением состояния порядка в материале (3M/ôri) связан с величиной периода антифазности М. В сплавах с большим значением М=(6-н10) наблюдается существенное возрастание M с увеличением г) (ôM/ôrpO), в сплавах с М=(1-н5) период антифазности или остается неизменным, или слабо уменьшается с увеличением т] {дМ!дц « 0... - 0,4). По мере уменьшения периода антифазности, его величина в меньше мере зависит от состояния дальнего порядка в материале (рис. 2).

Сверхструктура Dla реализуется в пяти исследованных сплавах. Здесь наблюдается разное поведение ПДП с температурой, не выполняется закон соответственных состояний. Сопоставление с теоретическим описанием ФП в разных моделях показывает, что модель идеальной решётки не в полной мере описывает ФП происходящий в реальных сплавах, особенно вблизи Тк-

Механизмы термического разупорядочения ниже Тк. Проведённые исследования показывают, что изменение состояния ДП в сплавах сопровождается изменением характеристик кристаллической структуры, таких как ПДП, параметры решетки, период антифазности в ДПС, а также изменением средних размеров АФД, присутствующих в них. Общим для всех сплавов оказывается то, что при темпера-

1 "апН1ие"ато»ш . кластеры, сегрегации, ыикроломены, АФГ, рамштие АФГ

'апише" лтоыы. кластеры, сегрегации микро домены. ■ АФГ ДП

кластеры,

сегрегации.

ынкродоыены

БП

Рис. 3. Зависимость эффективного параметра порядка от изменения плотности АФГ Рис. 4. Темпера гурная зависимость ПДП и механизмы разупорядочения на разных стадиях

турах, далеких от Тк понижение ДП происходит однофазно, а изменение характеристик упорядоченного состояния при повышении температуры происходит внутри упорядоченной фазы. Вдали от Тк средний размер АФД не меняется при уменьшении ПДП в упорядоченной фазе. Вблизи Тк происходит значительное измельчение АФД, а в ряде сплавов, в этой области появляется фаза с БП. Сопоставление т|эфф с изменением плотности АФГ (РАФГ-РАФГ 0) обнаруживает стадии разупорядочения, реализующиеся разными механизмами. На первой стадии, вдали от Тк, однофазное понижение ПДП и др. структурных характеристик происходит механизмами, не связанными с АФГ, это - «аптеке» атомы, мюсросегрегации, кластеры. Вторая стадия, вблизи от Тк, наряду с появлением кластеров, сегрегации, микродоменов, связана с повышение плотности АФГ и их размытием, независимо от того однофазное или двухфазное превращение осуществляется в сплаве (рис. 3,4).

Проведенные исследования указывают на существенную роль как периодических, так и термических АФГ в ФП ДП - БП. Вблизи Тк, где эта роль проявляется в полной мере, статистические теории ФП ДП - БП оказываются не в состоянии достаточно точно описать экспериментальные зависимости т)(Т/Тк) и механизмы изменения ПДП (рис. 3).

Структура состояний сплавов выше Тк. Установлено, что во всех исследованных нами сплавах Аи-Ме выше Тк существует ярко выраженный микродоменный БП. Во всех случаях, независимо от того, отличается ли тип БП при высоких температурах от типа ДП или не отличается, непосредственно выше Тк тип структуры БП по звёздам сверхструктурных векторов соответствует типу дальнего по- < рядка, существующему ниже Тк- В таблице 1 приведены сведения о характеристиках БП выше Тк.

В разных сплавах степень упорядоченности в микродоменах БП различна, и сами микродомены отличаются по своим размерам. В величинах параметра решетки сверхструктуры, существующей в ДП, они содержат около 5 элементарных ячеек в одном из направлений микродомена и максимально до 10 ячеек. Приведённые в таблице величины т|БП и <0>микр позволяют классифицировать типы БП, реализующиеся в исследованных сп павах.

Таблица 1

Характеристики состояния ближнего порядка в сплавах с разными сверхструктурами

№ п/п Сплав Сверхструктура TK,°C Лбп ПТк (О)микр HM Число эл. ячеек Тип ближнего порядка

1 Au3Cu I Lh 208 0,3 0,6 2,5 6 2х фазный микродоменный

2 АщСг Dia 360 0,33 0,6 7-10 10 2х фазный микродоменный

3 Au4V Dia 565 0,11 0,9 4-5 6-8 2х фазный микродоменный

4 Au3Cd do2} 422 1 0,7 2,5-8 2-5 Однофазный микродоменный

5 Au4Zn ¿12(MM) 305 0,4 0,5 4-7 2-3 Однофазный микродоменный с размытыми границами

6 Au3CuIl Lh(MM) 204 0,3 0,3 2,5 1 -2 Однофазный микродоменный с размытыми границами

Параметры БГ1 показывают, что в сплавах реализуются однофазные и двухфазные модели БП. Детализируя особенности структуры БП, реализующегося в сплавах, был расширен список моделей, предложенных Ивероновой В.И. и Кац-нельсоном A.A. (рис. 5)

Для тех сплавов, в которых ФП ДП - БП проходит через двухфазную область, характерны модели 4-7 или 10-13 типов. В этих случаях упорядоченные области микродоменов расположены в неупорядоченном материале, или "плавают" в матрице с гомогенным БП (Au3Cu 1, Au4Cr, Au4V), а размеры самих областей зависят от природы сплава, его состава, структуры. В тех сплавах, в которых отсутствует двухфазное гь в предпереходной области, вероятнее всего, реализуются однофазные модели: модели 2, 3, если материал выше Тк имеет высокую степень упорядоченности г|бп (АизСс!); модели 8, 9, в том случае, когда величина т|Бп более низкая (Au3CuII, Au4Zn).

Превышение температуры над температурой фазового перехода на 100 °С и более приводит к изменению типа БП. По всей вероятности при более высоких температурах микродомены, звёзды которых соответствуют типу дальнего порядка, исчезают, и БП становится гомогенным, ему соответствуют кластеры разного типа, микросегрегации. Скорее всего, вблизи ФП и, вообще, при низких температурах сосуществуют гомогенный и микродоменный ближний порядок, т.е. микродомены БП «плавают» в гомогенном БП. В зависимости от сплава, температуры и концентрационной области соотношение того или другого может меняться, от микродоменного БП к гомогенному, переходя через двухфазное сосуществование разных типов БП.

Типы ближнего порядка

| У"! Микродомены I типа

ЦЦ Микродомены II типа

□ Области с пониженным поряд- О ком 1. II гипа

1

6

3

5

7

II

8

^ ''Л х' ^ * * ' •

' *•>?< 'У ' . ^

>-> у*/ * *• - V ///

ю

'У'//', /'/'/А

'/^Г'у ■

/ ■ .■■'*■ /

0/У'У'

Рис. 5. Однофазные модели БП: 0) отсутствие БП; 1) гомогенный "жидкообразный" БП, 2) микродоменный БГ1 — правильное одинаковое расположением атомов внутри малых областей одинакового состава (микродоменов), соприкасающихся друг о другом; 3) полидоменный БП — микродомены отличаются типом и степенью упорядоченности, составом. Двухфазные модели БП' 4) БП — совокупность микродоменов с совершенным порядком одного типа, расположенные в полностью разупорядоченной матрице; 5) БП — совокупность полидоменов с разным составом и типом порядка, расположенные в полностью разупорядоченной матрице, 6) и 7) варианты отличаются от 4) и 5) тем, что в последних вариантах микро- и полидомены плавают в матрице с гомогенным БП; 8) - 13) отличаются от 2) -7) моделей тем, что в последних вариантах границы размыты

Глава 3. Кинетические аспекты температурного упорядочения и разупо-рядочения сплавов. В этой главе описаны результаты исследования кинетики формирования ДП в сплавах Си-22ат.%РЧ, Си3Р^ Аи,,Сг, Аи4У, Аи^п, которые

I

И

III

шшш ШМХ мяшш

11 ffii !!!!!

описываются диаграммами состояния разного типа, и усложненными как перитек-тоидным превращением, так и распадом. Выявлены общие черты процесса упорядочения из состояния БП, полученного термическим разупорядочением, а также из состояния БП, полученного деформационным разупорядочением сплава. Установлено, что при упорядочении сплавов Си-22ат.%14, Си31Ч, Аи4Сг, Аи4У, Аи4гп в них 1) появляются хорошо упорядоченные зародыши, в которых степень порядка практически соответствует её равновесному значению для данной температуры (АщСг, АщУ), 2) за счёт увеличения доли упорядоченной фазы происходит возрастание г|Эфф. Этот процесс сопровождается 3) ростом с течением времени средних размеров АФД. Существуют разные типы зависимостей г|Эфф(1). Одни свидетельствуют о быстром развитии упорядочения на начальных стадиях изотермического отжига и последующем замедлении этого процесса (сплавы Си-22ат.%Р1, Аи4У). Другие имеют Б-образную форму, в них скорость упорядочения постепенно нарастает, а затем затухает.

Повышение степени ДП в сплавах сопровождается эволюцией доменной системы с возрастанием среднего размера АФД. Монодоменное состояние в изучаемых сплавах не достигается, возникает квазиравновесие с относительно стабильной доменной структурой разного масштаба в различных материалах. В общем случае на кинетических кривых (О)(0 выявляет восемь стадий: 1) инкубационный период; 2) зарождение с постоянным или возрастающим числом зародышей; 3) рост АФД; 4) коа-лесценция доменов; 5) насыщение; 6) переориентация ориентационных доменов; 7) рост ори-ентационных доменов; 8) последующее насыщение. Длительность каждой стадии определяется температурой и зависит от природы сплава. Весь ' набор стадий проявляется лишь в сплавах с «неоструктурным превращением», когда возникает упорядоченная фаза, с более низкой симметрией, чем кубическая. В этом случае на зависимостях (О)(0 появляются стадии (6-8). Разные стадии описываются разными по величине показателями в уравнении роста доменов: (В)(1:)= <О0)+к1п. На начальных стадиях роста доменов, когда сплав находится в двухфазном состоянии, они существенно различаются в разных сплавах, лишь при коалесценции показатель равен 0.5, что неоднократно отмечалось в предыдущих исследованиях.

При изотермических отжигах процессы идут

Рис 6 Варианты формирования упорядоченной фазы (а. 6. в. г стадии упорядочения) ] - рост полидоменных зародышей упорядоченной фазы и рост АФД внутри нее,

II - рост монодоменных зародышей упорядоченной фазы и рост АФД,

III - зарождение и рост полидоменных зародышей упорядоченной фазы и рост АФД внутри нее

250 С

в сторону равновесия, обусловленного стремлением к минимуму свободной энергии. О степени равновесия можно судить на основании поведения зависимостей гьфф® и (ЭХО. Во всех изученных в работе сплавах ПДП достигает максимального значения раньше, чем средние размеры АФД выходят на насыщение. Это свидетельствует о независимости процессов установления ДП и роста АФД. Выявлены разные варианты соотношения скоростей установления ДП в сплаве и роста АФД: 1) дтЬфф/<% » бКО/Омакс)/бП - Си3Рг или 2) ¿»т^ф/сИ > д(В/Онакс)/Л -Аи4У, а также, когда 3) <Зг|Эфф/Л и <3(Б/Т)макс)/<)1 проходят через максимум, и с)г|эфф/<Э1 » ¿КВЛ)ма1<с)/сИ - Аи4Сг, которые определяются особенностями формирования зародышей упорядоченной фазы, возникающих при упорядочении. Зародыши полидоменные (дт^фф/сК » д(0/0макс)/д1) в сплавах Си-Р1:, Аи4Сг и практически монодоменные (¿»г^фф/сН и с)(0/Т)макс)/д1) в Аи4У. Разные варианты превращения представлены на рис. 6. Кинетические процессы, происходящие в А.щЪс\, более сложные, здесь наблюдается за-родышеобразование и рост сформировавшейся фазы, так и зародышеобразование вторичных доменов и их рост (рис. 7, 8).

(К) JÓOI1 225 "С 10000 looooo юооооо

сю кюо 10000 11)0000 1000000

-

190 °С ■ —ш-г .........

00 [ООО 10000 150 "С .. —■ г ........' ........■ ■ ■ 1000-Ю 1000000 ............-•

100 1000 10000 100000 1000000 Время, с

Рис 7. Зависимости средних размеров антифазных доменов <D> от времени температурного отжига

О

А

-^ Время

Рис 8 Схема изменения средних размеров ангифазных доменов <Э> от времени температурного отжига и стадии: 1-1; II - 2,3, III- 3,4; IV - 5; V - 6,7; VI - 8

В сплаве Аи4гп с ДПС при всех температурах упорядочения на первых минутах отжига возникает структура с длинными периодами. Их величины постоянны в процессе изотермических отжигов и соответствуют значениям в равновесных состояниях сплава. Это свидетельствует о том, что ПАФГ являются элементом кристаллической структуры. Подобное поведение периодов антифазности при изотер-

мических отжигах отличает сплав Au4Zn от других, с большим М (Cu3Pt, Cu3Au), в которых ПАФГ возникают только после продолжительного отжига. Это ещё раз подчеркивает отличие ДПС с малыми значениями М от ДПС с большими М.

Величины энергии активации измеренных спектров процессов свидетельствуют о том, что зарождение и рост упорядоченной фазы на первых стадиях упорядочения связан с миграцией закалочных одиночных вакансий и даже вакансионных комплексов (сплавы Cu-Pt), возникающих при разупорядочивающем отжиге. По мере уменьшения количества вакансий в течение изотермического отжига более существенную роль начинают играть процессы генерации вакансий и их миграция. Следует отметить, что в твердых растворах с разными по размерам атомами, энергия активации самодиффузии заметно ниже чем в чистых компонентах. Вакансии, обеспечивающие процессы упорядочения в сплаве, привязаны к АФГ о чем свидетельствуют большие величины энергии активации роста доменов, чем величины энергии активации возрастания степени упорядоченности материала.

Кинетика разупорядочения сплава Au4Zn выше Тк демонстрирует особый характер ФП ДП-БП, связанного с перитектоидным превращением. На первых минутах отжига в сплаве AutZn выше Тк упорядоченная фаза сосуществует с вновь появляющейся разупорядоченной фазой. При этом тип БП наследует тип ДП, а само состояние БП отвечает микродоменной модели БП. Оно реализовано микродоменами с высокой степенью порядка (г|=0,4 - 0,5) и большими размерами (4-7 нм), что соответствуют 2-3 элементарным ячейкам сверхструктуры ¿12(ММ).

В обратном перитектоидном превращении сплава Au4Zn с ДПС выше Тк выделяются различные стадии: I - разупорядочение, II - инкубационный период, Ш -распад, IV - коалесценция. Длительность каждого этапа зависит от температуры отжига, повышение температуры ускоряет процессы перестройки расположения атомов в кристаллической решетке, уменьшает длительность каждой стадии, причём разупорядочение всегда предшествует распаду исходного твердого раствора.

Изучение кинетики упорядочения и разупорядочения показывает, что инкубационный период не является просто временем ожидания зарождения новой фазы. Во время инкубационного периода осуществляется перестройка тонкой структуры твердого раствора, связанная с изменением структуры БП в решетке.

Величины энергии активации различны на разных этапах перехода от ДП к БП через перитектоидное превращение и довольно велики. Они превышают энергии активации при упорядочении. Этот факт может свидетельствовать о большей энер-i гии активации самодиффузии в упорядоченном сплаве, чем в разупорядоченном, с одной стороны, и с разными механизмами самодиффузии в этих состояниях, с другой стороны. При упорядочении это миграция закалочных вакансий, за счёт которых происходит упорядочение, при разупорядочении это генерация вакансий или даже дивакансий, и их последующее движение. Высокие значения энергии активации при разупорядочении, могут быть связаны с процессами непосредственного обмена атомов. В упорядоченном сплаве местами облегченного обмена могут быть АФГ, для которых характерны смещения атомов, искажения решетки. По этой причине, вероятнее всего, происходит размытие АФГ. И именно АФГ являются

местами пониженного порядка и появления разупорядоченной фазы. Локальные области внутри доменов, в которых присутствуют дефекты, искажающие кристаллическую решётку, также являются местами формирования БП. Результаты исследования кинетики упорядочения и разупорядочения хорошо согласуются с результатами изучения равновесных состояний упорядоченной и разупорядоченной фаз.

Глава 4. Деформационное разупорядочение. Материал этой главы представляет впервые проведённое систематическое изучение на сплавах Аи3Си, СизР^ 1%Ре, №3А1, №3Ое, Си3Рс1 Аи42п влияния пластической деформации на структурное состояние упорядоченных сплавов с разными типами сверхструктур, которое позволило выявить основные закономерности.

Существующие во всех упорядоченных сплавах в исходном состоянии крупные ОКР (Ь) при деформации измельчаются. Этот процесс, наиболее интенсивный на первых стадиях, в дальнейшем замедляется. Немонотонный характер зависимостей (Ь)(б) для сплавов Аи3Си, Си3Р1, №3Ре и Си3Рс1, следует связать с перестройкой дислокационных субструктур. Можно полагать, что <Ь) характеризует средний размер элементов сформировавшейся субструктуры, а само поведение (Ь)(е) отражает склонность сплава к субструктурному превращению.

Деформация создаёт микроискажения, которые увеличиваются до степеней деформации около 0,2-0,25. При дальнейшем деформировании изменение микроискажений менее интенсивно и немонотонно, что связано с релаксационными процессами и перестройкой дислокационной субструктуры.

При деформировании параметр решетки упорядоченных сплавов увеличивается за счёт повышения дефектности и вследствие разупорядочения, поскольку параметр решетки разупорядоченной фазы больше, чем упорядоченной. Зависимости а(е) в разных сплавах имеют особенности, связанные со склонностью сплава к образованию дефектов того или иного типа.

Деформационное воздействие приводит к неоднородному измельчению доменов (на сверхструктурных рефлексах хорошо выделяются крупно- и мелкодоменная компоненты), генерации АФГ, понижению ПДП во всех исследованных сплавах, которое происходит за счёт появления разупорядоченной фазы. Наиболее интенсивно измельчение АФД протекает при деформациях до 0.2-0.25. (Рис. 9). Размер АФД после деформации 0.25 в разных сплавах становится

ЗОО 1 500 < 1 N1/1 150 1

АцСи Си,Р1 N1/6 Си3Рй Аи^п

во 80 80 \ 80 80 80

70 70 70 V 70 70 70 \

60 -о- з 60 60 \ 60 60 60 \

150 50 50 \ 50 50 50 \

л' С 40 V 40 40 >40 40 40 \

30 30 30 >о 30 30 \

20 \ 20 20 20 20 К 20 \

10 Л 10 10

0 ^ 0 0 Л 0 0

0,0 0,5 1,0,0 0.5 1,0,0 0,5 1,0.0 0,5 1,00,0 0,5 1,0,0 0,5 1,0

£

Рис. 9 Зависимости среднего размера АФД от степени деформации: 1- крупные АФД, 2- средние АФД, 3- мелкие АФД, 4- средний размер АФД в направлении <100> Си-)Р(1

0,8

06

0,4

02

, ,0 1,0 х 1.0 •у 1.0 > 1.0

1 0,8 \ 0.8 > 0,8 0,8 \

\ 0,6 1 0,6 0,6 0,6 0,6

\ 0.4 \ 0,4 0,4 0,4 0.4

\ 0.2 \ 0,2 0.2 0,2 \ 0,2 \

А^Си^О.О Си^Рг -«3,0 N1/1 0,0 N1/9 Си3Рй У).0 Аи^гГ

0,0 0,5 1,0,0 0,5 1.0,0 0,5 1,0,0 0,5 1,Ш,0 0,5 1.0,0 0.5 1,0

Рис. 10. Зависимости эффективного ПДП от степени деформации

приблизительно одинаковым (хотя в исходном состоянии размер АФД существенно различался) и соответствует размерам микродоменов БП. В процессе деформирования микродоменной структуры БП её измельчение не наблюдается, что указывает на то, что наряду с разрушением происходит восстановление доменной структуры.

Зависимости г|(е) имеют особенности, связанные с исходным состоянием, энергией упорядочения сплавов

и присутствием ПАФГ. На начальных стадиях деформации в монокристаллах и крупнокристаллических материалах, а также в сплавах Си3Рс1 и КщЪп с ПАФД структурой падение ПДП менее интенсивно, чем в поликристаллах (рис.10).

Исходная плотность АФГ не оказывает заметного влияния на интенсивность падения ПДП в исследованных нами сплавах. Так, например, характер т((е) и интенсивность падения г| в сплавах Аи3Си и Си3Р1 мало отличаются, хотя в исходном состоянии размер АФД в Аи3Си намного меньше, чем в Си3Р1:.

В сплаве №3А1, отличающемся от других большой энергией упорядочения, даже после значительных деформаций, когда все другие сплавы разупорядочены, происходит незначительное понижение упорядоченности материала. Это свидетельствует о влиянии высокой величины энергии АФГ и, соответственно, энергии упорядочения на деформационное разупорядочение.

Деформационный ФП ДП-БП во всех исследованных нами сплавах - гетерогенный и сопровождается измельчением доменов (или увеличением плотности и, соответственно, площади границ АФД). В отличие от термического ФП ДП-БП первого рода, при котором двухфазность наблюдается лишь в некотором интервале температур перед Тк, деформационный переход является размытым, начиная с первых этапов деформирования. В этом случае двухфазность возникает при малых деформациях и сохраняется до значительных степеней деформации.

Гетерогенный характер деформационно-индуцированного ФП ДП-БП обусловлен особенностями процессов деформации. Появление заметного количества разу-порядоченной фазы при небольших деформациях объясняется, исходя из представлений о локализации деформации. Можно полагать, что в областях локализации деформации, для которых характерны высокие значения локальных сдвигов, образуются высокие концентрации деформационных дефектов (дислокаций, точечных дефектов, АФГ, дефектов упаковки и др.). Их совокупное действие способно вызвать понижение ПДП до критического значения (по-видимому, близкого к значе-

нию 'Пкр-О.б, так же, как в случае ФП ДП - БП, вызванного повышением температуры), ниже которого происходит либо спонтанное уменьшение ДП до нулевого значения, либо интенсивный переход к деформации одиночными дислокациями, которая также вызывает катастрофическое падение ПДП до нуля в областях локализации. Оба фактора могут действовать одновременно.

Возможные механизмы деформационно-индуцированного ФП ДП-БГ1 связаны с процессами, происходящими при пластической деформации, с повышением дефектности материала. Основной причиной может быть как образование деформационных АФГ, так и поля упругих напряжений, создаваемых скоплением дислокаций. Микроискажения решетки и размеры ОКР в некоторой степени влияют на состояние ДП в материале. Однако уменьшение ПДП с измельчением ОКР происходит лишь до начала осуществления субструктурных превращений, когда происходит немонотонное изменение размеров ОКР. После этого ПДП продолжает изменяться независимо от изменения величины плотности границ ОКР. Следовательно, как возрастание микроискажений кристаллической решетки, так и измельчение ОКР не являются определяющими факторами понижения г|Эфф.

Сопоставление результатов измерения ПДП и плотности АФГ показывают, что зависимости степени ДП от плотности АФГ подобны для исследованных нами

сплавов. Увеличение общей плотности АФГ во всех сплавах влечет падение ПДП. Однако обращает на себя внимание то, что нарушение степени ДП связано с образованием деформационных границ, поскольку зависимость Г| ОТ ПЛОТНОСТИ (рд) вновь образованных деформационных АФГ, практически совпадает для всех исследованных

1.0 (6)

0.8

- ■—Аи,Си

06 —Си,Р1 '

—Л— N1/1

04 —N1^« -

—к— Си,ра

02

00

0 2 0 3 0,4 Л1/<АФД>, ич '

Рис. 11. Зависимости эффективного ПДП от плотности АФГ (а) и от плотности АФГ, возникших в процессе деформации (б)

сплавов (рис. 11). Связь между объёмной долей разупорядоченной фазы, появляющейся при деформации образцов, с плотностью вновь образованных деформационных АФГ подобна корреляции между ПДП и плотностью вновь образованных границ.

Полученные результаты показывают, что вновь образованные деформационные АФГ являются областями локализации разупорядоченной фазы. Наблюдаемое при деформации интенсивное понижение степени упорядоченности сплава свидетельствует о большей степени дефектности деформационных границ, по сравнению с термическими, о большей степени их несовершенства.

Результаты работы показывают, что совместное действие деформационных дефектов, возникновение локальных внутренних напряжений, тепловых деформаци-

онных эффектов и потеря устойчивости сверхструктуры при достижении критического значения ПДП, генерация и движение одиночных дислокаций, по всей вероятности, обеспечивают разрушение атомного ДП в упорядоченных фазах.

Глава 5. Механизмы деформационного разупорядочения. Как показано в предыдущей главе, важную роль в понижении ДП в процессе пластической деформации играют возникшие деформационные АФГ. Теоретически (Попов JI.E. и др., 1966 г.) и экспериментально (Leroux С., Loiseau A. at al., 1990г.) было установлено, что нарушение правильных связей вблизи АФГ может распространяться на несколько атомных плоскостей при комнатной температуре и на десятки и сотни атомных плоскостей вблизи температуры ФП. Присутствие в материале АФГ ненулевой толщины понижает ПДП. Для ПДП, определяемого рентгеновским методом, получено соотношение, для интенсивности его изменения с деформацией вследствие накопления АФГ и изменения rj*.

éh = ÉÊL.

da 2т] da

АФГ - прослойка кристалла, толщиной ô.\ со степенью порядка k0rj., г]. - ПДП внутри АФД, к0 е (0, 1) - константа в законе изменения ПДП в окрестности АФГ, S - площадь АФГ в единице объема кристалла.

Накопление АФГ может происходить вследствие механизмов размножения термических АФГ, генерации трубок АФГ, переползания краевых дислокаций, накопления сверхдислокаций, движения одиночных дислокаций. Генерация точечных дефектов и их аннигиляция также приводит к разрушению ДП. Для каждого механизма построены уравнения, описывающие накопление площади АФГ и изменение ПДП в процессе пластической деформации.

Размножение термических АФГ. Пересечение скользящей дислокацией междоменной АФГ создает на ней ступеньку. Протяженность ступенек зависит от числа прошедших дислокаций. Интенсивность накопления площади АФГ при условии, что величина сдвига не превосходит среднего размера АФД получена в виде:

da d0 о>

Здесь d0 - начальный средний размер АФД, со- фактор формы АФД.

Генерация трубок АФГ. Часть порогов, образующихся на винтовых дислокациях, движется консервативно, генерируя трубки АФГ в плоскости скольжения. Интенсивность накопления площади АФГ в этом случае равна:

dS*2 ô'

da 2 Г b.

4b +

Gb2

nÇo П2

■P112

Здесь Г- геометрический фактор, связывающий диаметр зоны сдвига с площадью, заметаемой дислокационной петлей, ^ - энергия АФГ в полностью упорядоченном материале, р - плотность дислокаций.

Накопление АФГ вследствие переползания краевых дислокаций. Осаждение межузельных атомов или вакансий на краевых дислокациях приводит к образова-

нию неконсервативных АФГ внедрения или вычитания. Считая, что процессы переползания, вызванные точечными дефектами различного типа, независимы, получили выражение для интенсивности накопления площади АФГ:

(¡а

1 а,Р0в а хкТЬ

г \

ехр •С, + ехр •Су

кТ кТ .

ч У

■тр.

Здесь а - скорость деформации, а/ - параметр решетки, О0 - предэкспоненци-альный множитель, х ~ фактор Шмида, в - доля краевых дислокаций, Е, и £у ~ энергии активации миграции межузельного атома и вакансии.

Накопление АФГ вследствие накопления сверхдислокаций. В сплавах ДП сверхдислокация представляет пару сверхчастичных дислокаций, соединенных полоской АФГ. При расширении таких дислокационных петель увеличивается их общая длина, следовательно, увеличивается протяженность АФГ, связывающих сверхчастичные дислокации. Интенсивность накопления площади АФГ получена с учетом зависимости ширины сверхдислокаций от степени деформации:

¿Я,

ОЬг

с1а т] Иа

¿а 2ж$0т12

Накопление АФГ вследствие движения одиночных дислокаций. При определенных условиях в упорядоченных сплавах появляются одиночные дислокации, каждая из которых при скольжении разворачивает за собой АФГ. Интенсивность изменения площади АФГ в этом случае записана в предположении, что движение сдвигообразующих одиночных дислокаций независимо друг от друга:

<1Б] _ 1 а,а Ь '

Разрушение дальнего атомного порядка вследствие взаимной аннигиляции точечных дефектов. Появление при пластической деформации точечных дефектов в веществе приводит к нарушению правильных связей в сверхструктуре. Случайное осаждение межузельных атомов на вакантные места создает нарушение ДП во всем объеме деформируемого материала. Считая, что точечные дефекты генерируются в равных долях, для интенсивности изменения ПДП с деформацией вследствие взаимной аннигиляции деформационных точечных дефектов имеем:

— = -г) — к, ехр (— Е, / кТ)С, С,, где к, - константа, с/а а

Для рассмотренных механизмов деформационного разрушения ДП приведены максимальные оценки интенсивностей накопления АФГ. Расчеты, проведенные для сплавов с высокой и низкой энергией АФГ для каждого механизма в отдельности, показали, что основной вклад в разрушение ДП при пластической деформации вносит механизм, обусловленный движением одиночных дислокаций. Вторым по эффективности является механизм накопления трубок АФГ, который более активно проявляется в сплавах с низкой энергией АФГ. Механизмы разрушения ДП, обусловленные размножением термических АФГ, накоплением сверхдислокаций,

Сплавы с высокой энергией АФГ

Рис. 12. Зависимости ПДП от степени деформации для сплавов с высокой и низкой энергией АФГ, рассчитанные при различных температурах: а - расчет в рамках модели (1), 6, в - расчет в рамках модели (2) без учета и с учетом процесса упорядочения соответственно; Э1, ЭН - экспериментальные данные для

№зА1-Э1и№зРе-ЭП

ДП, но является результатом совместного действия рассмотренных механизмов, связанных с размножением АФГ и точечных дефектов и дислокаций.

Сопоставление расчетных и эксперимен-экспериментальных кривых г\(е) (рис. 13) и с1(е) (рис. 14) показывает, что модель гетеро-гетерогенного перехода ДП-БП правильно описывает процессы в деформируемых сплавах со сверхструктурой ¿12. Хорошее совпадение наблюдается для умеренных деформаций. Механизмы аккумуляции АФГ, связанные с движением при пластической деформации дислокаций, приводят к понижению ПДП. При средних и больших деформациях возникает более заметное расхождение между результатами моделирования и эксперимента. Чтобы обеспечить соответствующее понижение ПДП требуется более значительное измельчение АФД, чем это наблюдается в эксперименте или большее размытие АФГ.

переползанием их краевых компонент, взаимной аннигиляцией точечных дефектов эффективны лишь при глубоких деформациях.

Сформулирована математическая модель разрушения ДП и деформационного упрочнения, в ней учтены отмеченные выше механизмы разрушения ДП. Рассмотрены варианты учитывающие: 1) смену типа сдвиго-образующих дислокаций от сверхструктурных к одиночным; 2) гетерогенный ФП ДП - БП; 3) термическое упорядочение при деформации. Результаты расчётов в рамках предложенной модели показывают (рис. 12), что деформационное разрушения ДП не может быть связано с проявлением одного из механизмов разрушения

Рис. 13. Зависимости ПДП от степени деформации для сплавов с высокой -а и низкой - б энергией АФГ: Г = 293 К; Э1, ЭП - экспериментальные данные для №зА1- Э1 и №зРе- ЭИ;

Рис. 14. Зависимости среднего размера АФД от степени деформации для сплавов с высокой - а и низкой - б энергией АФГ: Т = 293 К\ Э1, Э11 - экспериментальные для М1зА1- Э1 и ЭН, Т|, Тг - расчетные кривые

Подобное поведение деформируемого сплава свидетельствует о том, что наряду с механическими факторами разупорядочения материала, имеются и термодинамические, обусловливающие неустойчивость структуры ДП вблизи деформационных АФГ. При глубоких деформациях, когда сплав уже ра-зупорядочен, существует баланс между механическим измельчением и термодинамическим восстановлением микродоменов БП.

Моделирование деформационного ФП ДП-БП хорошо описывает схему изменения ПДП в упорядоченных сплавах при пластической деформации, предложенную на основании экспериментальных данных. Поскольку деформация протекает неоднородно, в образце возникают локальные области, для которых характерны высокие напряжения и сдвиги. В них вследствие высокой концентрации деформационных дефектов происходит понижение ПДП до критического значения, а затем - резкое падение, и далее - слабое его изменение с деформацией. В рамках модели деформационного разрушения ДП, учитывающей смену типа сдвигообразующих дислокаций от сверхструктурным к одиночным, получено, что до определенных степеней деформации (когда она осуществляется сверхдислокациями) наблюдается слабое изменение ПДП; при деформации, когда носителем сдвига оказываются одиночные дислокации - резкое его падение до низких значений (рис. 15). В целом по образцу наблюдается постепенное понижение состояния ДП, связанное с увеличением объёмной доли упорядоченной фазы.

Заключение

Настоящее исследование процессов упорядочения и разупорядочения носит комплексный характер. В нём на пятнадцати бинарных сплавах при составах близких к стехиометрическим АВ3 АВ4 проведены различные виды экспериментов. Исследованы равновесные состояния выше и ниже Тк, полученные разупорядочи-вающими отжигами. Рассмотрена кинетика установления ДП из ближнего в процессе изотермических отжигов, возникновения ДП из ближнего, сформированного пластической деформацией, кинетика термического разупорядочения выше Тк, а также деформационное разупорядочение. Впервые в одной работе исследованы и сопоставлены термический и деформационный ФП ДП-БП, для которых выявлена единая физика процессов (табл. 2). Целенаправленно полученные экспериментальные факты и результаты выявили детали тонкого строения упорядоченных сплавов, особенности БП. Проведённый эксперимент позволил описать основные зако-

Рис. 15 Схема разрушения атомного дальнего порядка

1 Деформированный образец, а - области локализации деформации

2 Изменение ПДП в областях локализации деформации ц«, 3. Изменение среднего по ПДП л-*».*

номерности ФП ДП-БП в сплавах с ПАФГ и £>1а и деформационного ФП ДП-БП в сплавах со сверхструктурами Ь\г, 1Ь(М) и £12(ММ), развить представления ФП ДП-БП. Таблица 2

Основные черты температурного и деформационного ФП ДП - БП

Температурное превращение Деформационное превращение

1. а) Гомогенное разупорядочение (дальний порядок) при Т<ТК б) Гетерогенное разупорядочение (дальний порядок + ближний порядок) при Т<ТК Гетерогенное разупорядочение -(дальний порядок + ближний порядок) при е>0

2. а) Отсутствует фаза с БП при Т<ТК б) Появляется фаза с БП при Т<ТК Появляется фаза с БП при е>0

3. а) <D> = const при Т<ТК б) <D> уменьшается при Т<ТК <0> уменьшается монотонно при 6>0.

Таблица 3

Масштабная классификация структур, формируемых в упорядочивающихся сплавах

№ пп Масштаб Структурное образование Размер (нм) Примеры

точечные дефекты, "ап&ие" атомы 0,2 - 0,3 Разупорядочение вдали от Тк

1 Атомный (субатомный) кластеры, сегрегации 0,5-0,6... 1 Разупорядочение вдали отТк

элементарные ячейки 0,25...4

периодические АФД 0,35...4 ДПС

микродомены БП (нанодомены) 1,5...10 Состояния выше Тк

2 Наноструктурный микродомены ДП (нанодомены) 3...10 Состояния ниже Тк

АФД ДП 5...>100 Состояния ниже Тк

ОКР 30...100 Состояния деформированного сплава

3 Субмикрострук-турный АФД ДП >100 Состояния ниже Тк

ОКР, кристаллиты 100...микр оны Недеформиро-ванный сплав

4 Микроструктурный зёрна микроны Поликристаллизм

Наноэффекты в атомном упорядочении. Наши исследования структуры упорядоченных сплавов ниже Тк, а также БП выше Тк на трёхмерном объекте, так же как и имитационное моделирование структуры при атомном упорядочении на дву-

мерном объекте, проводимое в коллективе М.Д. Старостенкова (АГПУ, Барнаул), показывают, что неполный ДП и БП реализуются крайне неоднородными нанораз-мерными конфигурациями. Внутрифазовое изменение ДП при низких температурах обусловлено кластерами, микросегрегациями, "апйБЙе" атомами, создающими локальные неоднородности. Повышение температуры сопровождается образованием упорядоченных микродоменов с высокой степенью порядка в них, располагающихся как на АФГ, так и в объёме доменов упорядоченной фазы, которые впоследствии создают структуру фазы с БП. Соотношение объёмных долей тех или иных рассмотренных конфигураций определяет особенности поведения ПДП при повышении температуры, интенсивность его понижения, а также структуру БП. Конфигурации разного масштабного уровня реализуют состояния ДП и БП. (Табл. 3).

Различие и общность термического и деформационного ФП ДП-БП. Исследование температурного и деформационного ФП ДП-БП показывает их общность и различие. В обоих случаях переход от ДП к БП сопровождается увеличением степени дефектности сплава, которая обусловлена разными по природе движущими силами превращения. Соответственно, дефекты, возникающие при этом, различны: вакансии, межузельные атомы, наряду с перечисленными в табл. 3 конфигурациями, при термическом превращении и различные несовершенства, такие как вакансии, межузельные атомы, дислокации, трубки АФГ, дефекты упаковки и др. аккумулируемые при деформационном превращении. Появление разупорядо-ченной фазы связано с гетерофазными флуктуациями, возникающими внутри упорядоченной фазы. Именно они становятся местами локализации разупорядоченной фазы. Общность температурного и деформационного ФП ДП - БП проявляется в изменении доменной структуры при реализации того и другого превращений. Она заключается в следующем: 1) приближение к Тк при температурном ФП ДП - БП характеризуется появлением новых АФГ, измельчением средних размеров доменов, 2) при деформационном ФП ДП - БП формируются деформационные АФГ и возрастает общая плотность антифазных границ. АФГ увеличивают свободную энергию системы и приводят к её неустойчивости, как в первом, так и во втором случаях. Стимулы, вызывающие движущие силы, при этом существенно различаются, и механизмы появления новых доменных границ различны. Как при температурном, так и при деформационном ФП ДП - БП разупорядочение гетерогенное, проходит через область сосуществования упорядоченной и разупорядоченной фаз.

При всей общности термического и деформационного ФП их различия обусловлены различием способов, стимулирующих движущие силы превращения в обоих случаях. При температурном ФП параметром превращения является температура, а при деформационном ФП - это деформация. Оба фактора разными способами создают определённую степень дефектности материала. При термическом превращении гетерофазные флуктуации являются тепловыми, при деформационном превращении они обусловлены деформацией и плотностью возникших дислокаций, точечных дефектов, дислокационных стенок. Разная физическая природа флуктуаций вносит различия в характер превращений, определяя их особенности. Наблюдается своеобразие поведения, как доменной структуры, так и появления

разупорядоченной фазы при том и другом переходах. Если возрастание температуры вдали от Тк не влияет на средний размер АФД и лишь приближение к Тк вызывает измельчение доменов, то деформационное воздействие с первых этапов своего действия приводит к существенному уменьшению АФД. Этот процесс монотонно продолжается по мере увеличения степени деформации. Также при температурном ФП ДП-БП вдали от Тк происходит гомогенное разупорядочение внутри упорядоченной фазы и только вблизи Тк появляется фаза с БП, и разупорядочение материала происходит в основном за счет увеличения доли разупорядоченной фазы. При деформационном превращении уже малые средние по материалу деформации создают в локальных областях критические деформации, приводящие к образованию в них разупорядоченной фазы, объёмная доля которой монотонно возрастает в процессе деформирования упорядоченного сплава. Особенности температурного и деформационного ФП ДП - БП представлены в таблице 2.

При температурном разупорядочении флуктуационная природа такова, что в отсутствии градиентных температурных полей разупорядочение охватывает материал квазиоднородно, при далёких от Тк температурах. Приближение к Тк изменяет характер разупорядочения, который становится локализованным на АФГ и в определённых местах внутри доменов. Часть кластеров и сегрегации коагулируют в микродомены областей разупорядоченной фазы. При деформационно-стимулируемом переходе ДП - БП гетерофазность формируется в областях локализации деформации, в областях концентрированного расположения дефектов, генерируемых при пластической деформации (вакансии, межузельные атомы, дислокации, трубки АФГ, дефекты упаковки и др.). Неоднородное распределение по образцу деформационных процессов обусловливает неоднородность деформационного разупорядочения. Всё это ведёт также к различиям состояний БП.

Проведённые исследования показывают, что структура БП определяется не только природой сплава, его составом, типом сверхструктуры, но и от способом получения разупорядоченного состояния. В работе рассмотрено три варианта ра-зупорядочивания материала: 1) термическое разупорядочение при повышенных температурах - Т»ТК; 2) термическое разупорядочение ранее упорядоченных образцов при температурах немного превышающих - Т>ТК; 3) разупорядочение материала ниже Тк в процессе пластической деформации - 8. В первых двух случаях структура материала - относительно однородная, и вблизи Тк БП, по звёздам сверхструктурных векторов, соответствует структуре ДП, реализующегося в сплаве. Структура БП, полученного при деформации материала, более неоднородная. Вследствие локализованного характера в этом случае возможно присутствие областей, не затронутых пластической деформацией. При переходе от ДП к БП ближний порядок готовится внутри ДП. Это происходит при приближении к температуре ФП в случае температурного превращения и по мере увеличения степени деформации при деформационном превращении путем переходов в наиболее термодинамически выгодное состояние за счёт повышения дефектности структуры.

Взаимосвязь между ДП и БП проявляется в том, что появление второй фазы готовится внутри первой вследствие развития гетерофазных флуктуаций. Об этом

свидетельствует инкубационный период разной длительности и двухфазное состояние, реализующееся на первых этапах кинетического процесса. Термодинамическая выгодность фазы с ДП или БП стимулирует их появление и рост, а зародыши возникающей фазы могут быть как монодоменные, так и полидоменные. Возникновение упругих напряжений и увеличение межфазной поверхностной энергии при фазовом превращении приводит к внутрифазным изменениям состояния материала, заключающимся в коалесценции трансляционных доменов и последующей переориентацией ориентационных доменов до достижения равновесной конфигурации в сплавах с некубической сингонией сверхструктуры. Механизмы реализации процесса упорядочения различны случае перехода от состояния БП, полученного термическим разупорядочением, и в случае БП, полученного деформационным разупорядочением сплава: вакансионный, на термических вакансиях в первом варианте и скольжение дислокаций, а также процессы релаксации деформационных точечных дефектов - во втором.

Целенаправленно исследованное разрушение ДП при пластической деформации упорядоченных сплавов, имеющих разные исходные состояния и природу, а именно, монокристалличность и поликристалличность, энергию упорядочения и энергию АФГ, размер АФД и начальную степень ДП позволило не только выявить основные черты деформационно-индуцированного ФП ДП - БП, указать на его многообразие и многофакторность, на важную роль образующихся при деформации линейных (дислокации) и планарных (АФГ) дефектов, но и дало возможность на количественном уровне оценить вероятные механизмы нарушения ДП при пластической деформации. При этом сформулирована реалистичная модель, учитывающая различные дефекты, возникающие в процессе деформации: дислокации, границы ОКР и АФД, точечные дефекты и дислокационные стенки, достаточно хорошо описывающая экспериментальные результаты. Она показывает, что существенными механизмами разрушения ДП могут быть генерация трубок АФГ и движение одиночных дислокаций в областях с высокой плотностью деформационных дефектов, что готовится всей совокупностью менее эффективных механизмов.

Выводы

1. Экспериментально установлено, что только вдали от Тк разупорядочение сплавов осуществляется гомогенно за счёт увеличения объёмной доли «апНвке» атомов, кластеров, сегрегации и микросегрегаций. Дальнейшее понижение параметра дальнего порядка с ростом температуры связано с увеличением плотности АФГ, их размытием и формированием высоко упорядоченных нано- и микродоменов. Вблизи Тк чаще всего присутствует двухфазное состояние.

2. Периодические антифазные границы являются структурным элементом ДПС, присутствующие в зародышах упорядоченной фазы и в микродоменах БП.

3. Температурная зависимость периода антифазности определяет величину скачка параметра дальнего порядка при температуре ФП и особенности самого ФП.

4. Установлено, что ДПС с малыми значениями периодов антифазности (М<5) и ДПС с большими М (М>5) различаются температурными зависимостями перио-

дов антифазности, величиной скачка ПДП в Тк, кинетикой упорядочения. При этом сплавы с большими М проходят через стадию структуры

5. Выявлено, что структура БП, реализующегося внутри ДП, а также чуть выше Тк после температуры ФП ДП - БП, по звёздам сверхструктурных векторов соответствует звёздам сверхструктурных векторов сверхструктуры ДП.

6. Структура БП выше Тк определяется характером превращения. При точечном ФП ДП - БП ближний порядок характеризуется однофазной микродоменной структурой. В случае двухфазного ФП ДП - БП ближний порядок - двухфазный.

7. Формирование упорядоченной фазы представляет совокупность процессов: 1) образование хорошо упорядоченных зародышей; 2) возрастание степени упорядоченности сплава за счёт увеличения доли упорядоченной фазы; 3) рост АФД.

8. В общем случае на кривых (0)(1) выделяются восемь различных стадий: 1) инкубационный период; 2) зарождение; 3) рост доменов упорядоченной фазы; 4) коалесцения; 5) насыщение; 6) переориентация; 7) рост ориентационных доменов; 8) последующее насыщение. В разных сплавах в зависимости от их состава, температуры, а также сверхструктуры, реализующейся в них, длительность каждой стадии различна. Инкубационный период является временем, при котором формируются гетерофазные флуктуации и происходит перестройка структуры ближнего порядка. Стадия зарождения и роста происходит в двухфазном состоянии, когда в разупорядоченной фазе появляются однодоменные или полидоменные зародыши упорядоченной фазы. Стадия коалесценции доменов начинается в двухфазном состоянии и завершается в однофазном. Стадия переориентации, связанная с формированием и ростом ориентационных доменов, характерна лишь для структур, симметрия которых ниже, чем кубическая.

9. Механизмы упорядочения и роста АФД в сплавах, разупорядоченных деформацией и закалкой от температуры выше температуры ФП, различны, поскольку различные виды избыточных дефектов присутствуют в исходном состоянии. Скорость роста доменов в деформированном сплаве выше, и сам рост доменов в деформированном сплаве происходит неоднородно. Распределение доменов по размерам в деформированном сплаве полимодальное, в то время как в недефор-мированном сплаве распределение мономодальное. В термически разупорядоченных сплавах процессы обусловлены миграцией вакансий или самодиффузией, а в сплавах разупорядоченных деформацией это, в основном, дислокационные механизмы, обусловливающие восстановление АФГ вследствие термоактиви-руемого движения дислокаций под воздействием натяжения АФГ. Об этом свидетельствуют значения энергии активации роста доменов (при термически разу-порядоченном сплаве Си3Р1 это 0=0,7 -г- 0,95 эВ/ат, в деформированном сплаве -Одеф=0,12-ь0,19 эВ/ат). Обнаружены вакансии, локализованные на АФГ.

10. Установлено, что ФП ДП - БП, вызванный пластической деформацией, является размытым фазовым переходом, который происходит по гетерогенному механизму. Наряду с областями с нарушенным ДП, которые концентрируются в местах локализации деформации, возможно присутствие локальных областей, не за-

тронутых пластической деформацией. Объемная доля разупорядоченной фазы возрастает с увеличением степени деформации.

11. Показано, что для всех исследованных сплавов выявляется единая зависимость между понижением параметра дальнего порядка и объёмной долей разупорядоченной фазы с одной стороны, и возрастанием плотности вновь образованных в процессе деформации, доменных границ с другой. Деформационные АФГ, обладающие повышенной дефектностью, и дислокационные стенки являются областями с пониженным ДП и областями локализации разупорядоченной фазы, возникающей в процессе деформации.

12. Показано, что при деформационном ФП ДП-БП процесс разупорядочения на начальном этапе деформации замедляется 1) при больших значениях энергии упорядочения, 2) в присутствии периодических АФГ и 3) в монокристаллах.

13. Результаты эксперимента и моделирование деформационного разрушения дальнего атомного порядка показывают, что в сплавах с низкими энергиями упорядочения и АФГ наблюдается интенсивное уменьшение дальнего порядка с деформацией, и после деформации е~0,6-0,8 сплавы переходят в полностью разу-порядоченное состояние. В сплавах с высокой энергией упорядочения процессы разрушения дальнего порядка под воздействием деформации в значительной мере подавлены: при деформации £-0,9 параметр дальнего порядка понижается не более чем до 0,8.

14. Развитая в работе математическая модель деформационного разрушения дальнего атомного порядка учитывает накопление сверхструктурных дислокаций, их переползание, образование трубок АФГ, размножение термических АФГ, образование и движение одиночных дислокаций, перераспределение дислокаций в дислокационные стенки, а также накопление точечных дефектов, которые как разрушают, так и восстанавливают дальний атомный порядок. Показано, что наиболее эффективными механизмами разрушения дальнего атомного порядка при пластической деформации сплавов, обладающих сверхструктурой Li2, являются механизм движения одиночных дислокаций и механизм накопления трубок АФГ. Активация движения одиночных дислокаций в местах локализации пластической деформации, вызывает локальное катастрофическое падение ПДП.

15. Предлагаемая математическая модель гетерогенного ФП ДП-БП удовлетворительно описывает начальные стадии экспериментальных зависимостей параметра дальнего порядка, размеров антифазных доменов в сплавах со сверхструктурой Ы2 с разной энергией упорядочения от степени деформации.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Козлов Э В., Старенченко C.B. Фазовый переход порядок-беспорядок в сплаве AuiCd ФММ,

т.48, в 6 1979. С. 1220-1226

2. Козлов Э В Старенченко C.B., Превращение порядок-беспорядок в сплаве вблизи состава АизСи.

Известия ВУЗов "Физика", № 3, 1980. С. 70-74

3. Старенченко C.B., Штерн Д M Козлов Э В. Фазовые равновесия и превращения вблизи состава

АВ4 в системах Au-Ме. Диаграммы состояния в материаловедении.Сб.научн.тр. К.:Наукова думка. 1984. С.206-209.

4. Старенченко С.В , Козлов Э В Превращение порядок-беспорядок в сплаве АизСи II // Изв.ВУЗов

Физика.Т.28, № 10, 1985. С. 75-82

5. Старенченко С В , Козлов Э.В. Уточненная диаграмма состояния системы Au-V вблизи состава AU4V. Стабильные и метастабильные фазовые равновесия в металлических системах. М: Наука, 1985. С. 60-64.

6. Старенченко С В., Козлов Э В. Исследование атомного упорядочения в сплаве АщСг //ФММ, том 61, вып. 6,1986. С. 1149-1151.

7. Старенченко С В , Козлов Э В Фазовые переходы в сплавах с длиннопериодическими структурами. Стабильные и метастабильные фазы в материалах. Сб науч.тр. Киев, ИПМ,1987.С. 143-155.

8. Козлов Э.В., Старенченко С.В. Структура изолированных и периодических АФГ. В кн. Пленарные дефекты в упорядоченных сплавах и интерметаллидах. Межвуз сб. Барнаул,1989. С. 43-56.

9. Старенченко С.В., Кушнаренко В.М., Козлов Э В Фазовый переход порядок-беспорядок в сплаве Au4V // ФММ № 10, 1990. С. 142-146

10. Старенченко С.В , Сизоненко Н.Р., Козлов Э В. Фазовые равновесия и неравновесные состояния в сплавах АщМе. Диаграммы состояния в материаловедении. Киев ИМП, 1991 С. 160-165

11. Старенченко С.В, Сизоненко Н.Р., Козлов Э.В. Рентгеноструктурное исследование кинетики упорядочения в сплаве АщСг//Известия ВУЗов Физика№ 12. 1991. С. 98-105.

12. Starenchenko S.V., Starenchenko V.A. Kozlov E.V. Deformation disorderinq of alloys with Lh Superstructure Materials & Instability under Mechanical Loading, St Peterburg (Russia), 1996.45-46

13. Старенченко С.В , Сизоненко H.P., Старенченко В.А , Козлов Э.В. Деформационное разупорядо-чение сплава Au4 Zn // ФММ, 1996, т.81, в. I. с. 84-90.

14. Старенченко С.В., Козлов Э В. Изучение фазового перехода порядок-беспорядок в сплаве AuiZn // ФММ, 1996, т.82, в 5 С. 137-141.

15. Старенченко С.В , Сизоненко Н.Р., Замятина И.П, Старенченко В.А., Козлов Э.В. Влияние деформации на структуру упорядоченного и разупорядоченного сплава состава, близкого к АизСи // Порошковая металлургия,1997. №3/4. С. 33-37.

16. Старенченко С В, Сизоненко Н Р., Козлов Э.В. Структура дальнею и ближнего порядка при термическом разупорядочении в сплаве с длинным периодом Au4Zn//Изв ВУЗов Физика 1997, №8 С 56-62.

17. Старенченко С В., Замятина И П, Старенченко В.А. Козлов Э.В. Исследование деформационного нарушения дальнего порядка в сплаве Си-22 ат % Pt //ФММ,1998, т.85, в.2. С. 122-127.

18 Starenchenko S.V., Kozlov E.V., Starenchenko V.A X-ray study of the order - disorder transformation by the plastic deformation. Materials structure in chemistry, biology, physics and technology. Eigteenth European Crystallographic Meeting, Praha, Czech Respublic August 15-20, 1998 Bulletin of the Czech and Slovak Crystallographic Association, v. 5.B, ECM-18 posters -abstracts, Praha, 1998. P. 190-191

19. Starenchenko S.V., Kozlov E V., The order- disorder transformation in alloys with the long period. 6th European powder diffraction Conference (EPD1C-6) Scientific Programme and Abstracts. Budapest-Hungary, August 22-25, 1998, p. 80.

20. Starenchenko S.V., Kozlov E V., Starenchenko V.A. The temperature and deformation influence on the order-disorder transition in binary fee alloys. 6th European powder diffraction Conference(EPDIC-6) Scientific Programme and Abstracts Budapest-Hungary, August 22-25, 1998, p. 81.

21. Старенченко B.A, Старенченко C.B., Колупаева C.H., Пантюхова О.Д. Генерация точечных дефектов в сплавах со сверхструктурой LI2 // Изв ВУЗов. Физика. 2000, № 1. С. 66-70.

22. Starenchenko S.V., Kozlov E.V., Starenchenko V A. The effect of the temperature and the plastic deformation on the order - disorder transformation // МФиНТ. 1999, т.21, №9, с. 29-35,

23. Starenchenko S.V., Zamjatina I P., Kozlov E.V., Starenchenko V.A. The ordering kinetics and recovery processes in alloy Cu3Pt. Evolution of defect structures in condensed matters. IV EDS'98.2-7 September 1998, ASTU, Barnaul, Russia, p. 25.

24. Старенченко C.B., Старенченко В А. Вклад АФГ в понижение параметра дальнего порядка деформированных упорядоченных сплавов // Вестник Тамбовскою Университета. Серия: Естеств. и техн. Т. 3, в 3,1998 -с.233-236.

25. Starenchenko S.V., Kozlov E.V.X-ray study of the order-disorder transition in alloys with long period//lnternational Conference on Solid- Solid Phase Transformation'99, Kyoto Park Hotel, Kyoto, Japan, May 24-28, 1999. P 39

26. Starenchenko S.V. Starenchenko V.A. The deformation-induced order-disorder phase transformation // International Conference on Solid- Solid Phase Transformation'99, Kyoto Park Hotel, Kyoto, Japan, May 2428, 1999. p. 235.

27. Starenchenko S.V., Kozlov E.V. The Order-Disorder Transition in Alloys with Long Period // Mat. Science Forum. 1999. V.321-324.-p 641-646.

28. Starenchenko S V., Kozlov E.V. X-ray study of the order-disorder transition in alloys with long period // Proceedings of International Conference on Solid- Solid Phase Transformation'99, (JIMIC-3) Ed. M. Koiwa, K.Otsuka and T.Miyazaki. JIM, 1999. P. 45-48

29. Starenchenko S.V., Starenchenko V.A. The deformation-induced order-disorder phase transformation // Proceedings of International Conference on Solid-Solid Phase Transformation'99, (J1M1C-3) Ed. M. Koiwa, K.Otsuka and T.Miyazaki. JIM, 1999. P. 349-352.

30. Старенченко C.B., Замятина И.П, Старенченко В А, Козлов Э В. Деформационный фазовый переход порядок-беспорядок в сплаве CuîPd // ФММ, 2000, том 90, №1. С. 79-83.

31. Старенченко В.А., Пантюхова О Д, Старенченко С В , Колупаева С.Н. Механизмы деформационного разрушения дальнего атомного порядка, связанные с генерацией антифазных границ и точечных дефектов в сплавах со сверхструктурой Lb // ФММ, 2001, том 91, №1. С.90-98.

32. Старенченко C.B., Замятина И.П., Старенченко В.А , Козлов Э.В. Изучение кинетики упорядочения в деформированном сплаве Cu-22 ar.% Pt // Вестник ТГУ. 2000. Т.5 вып. 2-3. С.218-220.

33. Старенченко В.А., Пантюхова О Д, Старенченко C.B., Колупаева С Н. Деформационное разрушения дальнего атомного порядка в LI 2 сплавах, связанное с переползанием краевых дислокаций // Вестник ТГУ. 2000. Т.5. вып. 2-3. С.270-272.

34. Старенченко С В , Замятина И О , Старенченко В А., Козлов Э В. Фазовый переход порядок-беспорядок в сплаве Cu3Pd, индуцированный пласт ческой деформацией // Изв.ВУЗоа. Физика 2000, № 8.С. .3-9.

35. Старенченко В.А , Пантюхова О.Д, Старенченко С В , Колупаева С H Деформационное разрушение дальнего атомного порядка в сплавах со сверхструктурой Lb, связанное с генерацией точечных дефектов // Изв.ВУЗов. Черная Металлургия. 2000, № 12. С. 54-56.

36. Старенченко С.В , Замятина И.П., Сизоненко H Р., Старенченко В.А , Козлов Э В. Изучение кинетики упорядочения сплавов Cu-Pt // Изв ВУЗов Физика 2000, № 11. Приложение. С.225-229.

37. Старенченко В.А., Пантюхова О.Д, Старенченко C.B., Колупаева С.Н Деформационное разрушение дальнего атомного порядка в Lb сплавах , связанное с генерацией сверхдислокаций // Изв ВУЗов 2000, № 12. С 29-34.

38 Старенченко В.А, Пантюхова О.Д, Старенченко С В., Колупаева С Н. Механизмы деформационного разрушения дальнего атомного порядка, связанные с генерацией антифазных границ и точечных дефектов в сплавах со сверхструктурой Lb // ФММ, 2001, том 91, №1С. 90-98

39. Starenchenko S.V., Kozlov E.V., Starenchenko V A X-ray study of the order - disorder transformation by the plastic deformation // 42Advances in Structure Analysis .Ed.R Kuzel, J Haäek. CSCA. Praha, 2001. ISBN 80-901748-5-x 449-455.

40. Старенченко B.A., Пантюхова О.Д, Старенченко C.B. Моделирование процесса деформационного разрушения дальнего порядка в сплавах со сверхструктурой ¿Ь // ФТТ, 2002, т.44, вып. 5, С. 950-957.

41. Старенченко С.В , Сизоненко Н. Р , Козлов Э.В. Изучение кинетики упорядочения в сплаве AuiZn // Изв. ВУЗов. Физика 2002.-№8 (приложение) -С. 5-11.

42 Старенченко C.B., Козлов Э.В. Особенности термического упорядочения и разупорядочения сплавов выше и ниже Тк /Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах. ОМА-II - II Международный симпозиум 24-26 сентября 2001. г. Сочи. Лазаревское. Россия. (Статьи и тезисы). -С.313-321.

43. Старенченко В.А, Пантюхова О.Д, Старенченко C.B., Колупаева С.Н Разрушение дальнего атомного порядка в/.Ь сплавах, обусловленное точечными дефектами // МФиНТ, 2001, т 23, №10, С 1343-1355

44. Старенченко С.В, Козлов Э В. Особенности структурного состояния сплавов выше Тк / Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах. ОМА-2002.- Международный симпозиум 4-7 сентября 2002 г Сочи. Россия. Сборник трудов. ЧII -С.98-101.

45. Старенченко С.В, Замятина И.П, Старенченко В А. Деформационное воздействие на состояние дальнего атомного порядка крупнокристаллического NijAI и монокристаллического NiîFe сплавов // Изв. ВУЗов Физика 2002.-№8 (приложение) -С. 12-20

46 Старенченко В А., Пантюхова О Д, Старенченко С.В. Механизмы разрушения дальнего атомного порядка в сплавах со сверхструктурой Lb при пластической деформации // Изв ВУЗов. Физика -2002. - № 8 (Приложение) - С. 68-74

Изд. лиц. № 021253 от 31.10.97. Подписано в печать ¿>Д Формат 60x90/16. Бумага офсет. Гарнитура ТАЙМС, печать офсет. Уч.-изд.л. Тираж 400 экз. Заказ № 254

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

г

I

9 134 О Ь

СПИСОК СОКРАЩЕНИЙ И ОБОЗНАЧЕНИЯ.

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. СТРУКТУРНЫЕ СОСТОЯНИЯ УПОРЯДОЧЕННЫХ СПЛАВОВ И ФАЗОВЫЕ ПЕРЕХОДЫ ДАЛЬНИЙ ПОРЯДОК - БЛИЖНИЙ ПОРЯДОК.

1.1. Атомное упорядочение, дальний и ближний порядок, тепы сверхструктур.

1.2. Количественное описание упорядоченного состояния бинарного твердого раствора.

1.2.1. Дальний атомный порядок.

1.2.2. Ближний атомный порядок.

1.3. Антифазные домены и свойства антифазных границ [43].

1.4. Доменная структура упорядоченных сплавов.

1.5. Влияние АФГ на измеряемые значения параметра дальнего порядка [120,121].

1.6. ДЛИННОПЕРИОДИЧЕСКИЕ СВЕРХСТРУКТУРЫ.

1.7. Свойства периодических антифазных границ.

1.8. Теоретические представления об образовании длиннопериодических сверхструктур.

1.9. Классификация и закономерности фазовых превращений дальний порядок -ближний порядок.

Фазовые переходы разного типа регулируют свойства материалов. При этом происходит существенное изменение характеристик вещества. Именно комплекс требуемых свойств обеспечивает выбор тех или иных фазовых переходов для реализации параметров промышленных сплавов. Одним из превращений, лежащих в I основе новейших технологий создания конструкционных материалов, является атомное упорядочение сплавов. При упорядочении можно получить набор свойств, оптимально сочетающих низкое электросопротивление, высокую прочность, подходящие магнитные и оптические характеристики. Сплавы, содержащие упорядоченную упрочняющую фазу, а также включающие в себя интерметаллические соединения, которые определяют их эксплуатационные свойства, находят широкое применение в качестве жаропрочных конструкционных материалов как для изготовления горячих частей газотурбинных двигателей, так и для оснащения высокотемпературных печей. Интерметаллиды, в связи с их положительной температурной зависимостью, являются основой для материалов, используемых в авиационных двигателях и ракетной технике. Использование упорядоченных сплавов в качестве конструкционных материалов привлекательно и по той причине, что изменение степени упорядоченности управляет свойствами материала и набором их качеств.

Однако, кроме металловедческих задач, при изучении атомного упорядочения выявляются вопросы, важные для понимания фундаментальных аспектов физики твердого тела. Бинарные упорядочивающиеся сплавы, представляющие обширную группу конструкционных материалов, активно изучались и теоретически, и экспериментально. В многочисленных работах выяснялись типы упорядоченных структур, температуры фазовых переходов, области стабильности конкретных фаз, закономерности равновесных состояний, реализующихся при фазовых переходах порядок-беспорядок (П-Б). Исследовались некоторые проблемы кинетики упорядочения, а также влияние упорядочения на свойства материалов. Проблемам атомного упорядочения посвящено много монографий и обзоров, обобщающих теоретические и экспериментальные исследования природы этого явления [1-17]. Основные представления о процессах деформации, происходящих в упорядоченных сплавах, изложены в монографиях [18-22]. Этот перечень работ представлен далеко не полно. Библиография, посвященная исследованию явления упорядочения, а также его влияния на свойства сплавов, включает несколько тысяч публикаций. Несмотря на это, многие особенности фазового перехода порядок-беспорядок оказались не решёнными в должной мере. Имеющиеся в этой области проблемы находят своё отражение в том, что многие признанные научные коллективы Екатеринбурга, Москвы, Барнаула, Киева, Томска и др. продолжают исследования сплавов с различной степенью порядка в них. Таким же образом обстоят дела за рубежом. Международные конференции последних лет уделяют этой проблеме достаточное внимание (например, РТМ'99 - Киото, Япония; PDMS V - Кацивели, PDMS VI - Киев, Украина; IPSMA - 8; IPSMA - 9; регулярные конференции EDS - Эволюция дефектных структур, проводимые АлтГТУ, Барнаул; ОМА I, ОМА II- Сочи).

В основном, теоретические описания атомного упорядочения и фазового перехода порйдок-беспорядок выполнены для материалов с идеальной бездефектной кристаллической решеткой. В действительности состояния упорядоченных сплавов более сложные. Здесь присутствуют многочисленные дефекты разного масштабного уровня от точечных нарушений, атомных кластеров, микросегрегаций, микродоменов, антифазных доменов (АФД) до границ зерен. Важным дефектом кристаллической структуры являются антифазные границы (АФГ) разной природы: термические, периодические и деформационные. Как выяснилось из теоретических и экспериментальных исследований, они имеют ненулевую толщину вблизи Тк. Вблизи АФГ существенно изменяется состояние материала по сравнению с состоянием внутри домена, здесь понижается параметр дальнего порядка (ПДП), также АФГ понижают степень упорядоченности материала в целом. Почти во всех случаях упорядочения сплавов на основе ГЦК решётки возникает доменная структура с разным средним размером доменов, лежащим в пределах от микронов до нанометров. Этот дефект упорядоченного состояния не принимался во внимание при теоретическом описании фазового перехода порядок-беспорядок и анализе его закономерностей. Хотя процессы размьггия АФГ и понижение ПДП на них при приближении к Тк играют важную роль в фазовом переходе.

Кроме этого существует большой ряд сверхструктур, в которых присутствуют периодические антифазные границы (ПАФГ), являющиеся элементом кристаллографии сверхструюуры. Их плотность меняется при приближении к температуре фазового перехода Тк, увеличиваясь или уменьшаясь. Характер температурного поведения плотности ПАФГ способен влиять на особенности фазового перехода в этих сверхструктурах, изменяя ход температурных зависимостей ПДП. Рассматриваемые в статистических теориях состояния дальнего и ближнего порядка, чётко разделены температурой фазового перехода, хотя такой подход кажется упрощённым, поскольку между ними существует глубокая взаимосвязь. Действительно ниже Тк существует фаза с крупными доменами, а выше - с микродоменами, характеризующимися высокой степенью локального порядка в них, так что фазовый переход порядок-беспорядок происходит между фазами с неполным дальним порядком и совершенным локальным порядком, последняя чаще всего называется разупоря-доченной. В свою очередь структура разупорядоченной фазы с микродоменным локальным порядком недостаточно исследована и, скорее всего, она способна испытывать превращения, переходя из одного структурного состояния в другое. Сейчас хорошо известно, что вполне разупорядоченная фаза не существует. Структура фазы с ближним порядком (БП) содержит в себе высоко упорядоченные микродомены. В разных сплавах возможно существование различное строение фазы с БП. К сегодняшнему дню задача описания фазы с ближним порядком полностью не решена. Дальнейшее развитие общих представлений о природе упорядоченного состояния немыслимо без проведения исследований по выяснению особенностей формирования как упорядоченной фазы, так и разупорядоченной в процессе изотермических отжигов, механизмов, реализующих эти процессы. Детальное знание кинетики превращения, её закономерностей позволит описывать структуры, возникающие на разных стадиях превращения и фиксируемые закалкой, а также описывать поведение материалов в процессе их использования при разных температурных условиях.

В основном все представления об упорядоченных состояниях и фазовых переходах, в результате которых они формируются, связаны с температурным воздействием, однако в такой же степени другие факторы кроме температуры могут изменять состояния сплавов. С момента открытия в начале прошлого века явления атомного упорядочения неоднократно отмечали влияние пластической деформации на состояние упорядоченных сплавов. Это воздействие носит двойственный характер. Во-первых, пластическая деформация приводит к нарушению порядка в материале. Во-вторых, процессы, происходящие при деформировании материала, способствуют появлению разного типа дефектов, стимулирующих восстановление дальнего порядка. В разное время появлялись работы, указывающие на эти возможности. Однако целенаправленного изучения фазового перехода порядок-беспорядок, стимулированного пластической деформацией не проводилось. Существовало множество проблем, требующих своего понимания и решения при исследовании самого явления упорядочения. В свою очередь процессы, происходящие при деформации не только в упорядоченных сплавах, но и вообще в твёрдых телах, механизмы деформации нуждались в детальном выяснении. В принципе, решение этих достаточно самостоятельных задач, привлекавшее усилия многочисленных исследователей, подготовило почву для изучения превращения порядок-беспорядок, стимулированного пластической деформацией. Тем более что косвенные выводы о разрушении дальнего порядка в процессе деформации следовали при изучении механических и физических свойств деформированных сплавов, проводимых в коллективах под руководством Коневой Н.А. (Томск) и Сюткиной В.И. (Екатеринбург).

Выяснение особенностей, обусловленных несовершенствами кристаллической структуры, имеющими разную природу, является важным этапом в дальнейшем развитии представлений о природе твердого тела и превращениях, происходящих в них. Прежде всего, это влияние антифазных границ как термических, периодических, так и деформационных, и их роль в фазовых переходах. Известно, что свойства материала зависят не только от компонентов, входящих в него, но и определяются структурой их расположения внутри решётки, поэтому исследование сплавов, обладающих разнообразными сверхструктурами, даёт дополнительную возможность расширить понимание природы фазовых превращений в них.

В настоящей работе рассмотрены детали структурного состояния упорядоченных сплавов, кинетические аспекты перехода от дальнего порядка к ближнему и от ближнего порядка к дальнему, формирование доменной структуры в разных сплавах, и роль антифазных границ фазовых переходах дальний порядок-ближний порядок. Также обсуждены особенности возникновения дальнего атомного порядка из ближнего порядка, который в свою очередь создан в разных условиях, а именно, температурным или деформационным воздействием. Изучены процессы разупоря-дочения, стимулированные пластической деформацией.

Целью данной работы является экспериментальное и методами математического моделирования исследование закономерностей как фазового превращения дальний порядок - ближний порядок, так и ближний порядок - дальний порядок, вызванных температурным и деформационным воздействием, в упорядочивающихся на основе ГЦК решётки бинарных сплавах со сверхструктурами Ll2, LIг(М), Z,12(MM), Z)la, , имеющих наномасштабные домены, выяснение механизмов этого превращения и особой роли АФГ в нём.

Для достижения поставленной цели были решены следующие задачи:

1. Детально исследованы характеристики кристаллической структуры и поведение системы АФГ при температурах выше и ниже температуры фазового превращения порядок-беспорядок в сплавах со сверхструюурами 1Л2, 1Л2(М), Z12(MM), Z)la. Выявлены закономерности поведения структурных характеристик равновесных состояний в процессе температурного фазового перехода из состояния с дальним порядком в состояние с ближним порядком и, в особенности в окрестности Тк

2. С целью выяснения особенностей формирования фазы с дальним порядком внутри фазы с ближним порядком и фазы с ближним порядком внутри фазы с дальним порядком изучены кинетика перехода от дальнего порядка к ближнему и от ближнего порядка к дальнему при изменении температуры. Измерены значения энергии активации при увеличении параметра дальнего порядка и росте доменов, что позволило определить механизмы процессов перестройки атомной струюуры при возникновении фаз с дальним порядком и с ближним.

3. Исследованы характеристики кристаллической структуры, поведение системы АФГ, изменение степени упорядоченности сплавов со сверхструктурами Ь\2 и Z12(M), £12(ММ) при пластической деформации. Изучено влияние исходного структурного состояния и физических характеристик сплавов на процесс деформационного разупорядочения. На основе этого выявлялись корреляции между изменениями струюурных параметров и параметра дальнего порядка (ПДП) для установления механизмов деформационного превращения дальний порядок - ближний порядок. 4. Построена физическая теория, которая в едином подходе объединяет механизмы разрушения дальнего атомного порядка, а также механизмы деформационного и термического упрочнения в сплавах со сверхструктурой L\i. Методами математического моделирования исследованы процессы деформационного разрушения дальнего атомного порядка, связанные с движением и размножением дислокаций. В модели учтены элементарные процессы деформационного разрушения дальнего атомного порядка в сплавах со сверхструктурой Ь\2 и выяснена их роль.

Научная новизна диссертационной работы. В представленной работе впервые проведено комплексное исследование состояний упорядочивающихся сплавов, подверженных температурному и деформационному воздействию, а также процессы установления и разрушения состояния дальнего атомного порядка.

Экспериментально изучено поведение равновесных структурных характеристик упорядоченных сплавов на основе золота с нанодоменной структурой при изменении температуры. Выявлена роль АФГ, как термических, так и периодических в фазовом переходе порядок-беспорядок. Экспериментальные зависимости параметра дальнего порядка от температуры двадцати одного сплава, имеющих сверх-струюуры Ll2, ХЬСМ), Z.12(MM), £>1а проанализированы в рамках теории Горского-Брэгта-Вильямса. На основании этого получены температурные зависимости энергии упорядочения, а также корреляция между энергией упорядочения и параметром дальнего порядка. Выявлены структурные особенности микродоменов ближнего порядка в сплавах с разными типами сверхструктур.

Совокупность результатов экспериментального изучения кинетики увеличения параметра дальнего порядка и роста антифазных доменов в сплавах с разными сверхструктурами выявила особенности формирования фазы с дальним порядком в случае кубических и некубических структур, которые коррелируют с особенностями ближнего порядка, характерного для каждого сплава. Для сплавов с некубической сверхструюурой на кривых зависимостей средних размеров антифазных доменов от времени отжига обнаружена дополнительно к стадиям зарождения, роста, коалесценции и насыщения стадия переформирования ориентационных доменов с последующим насыщением.

Выявлены закономерности восстановления дальнего порядка в деформированном сплаве Си-22 ат. % Pt в условиях повышенной плотности антифазных границ, вакансий, дислокаций и, возможно, внедрённых атомов и проведено их сравнение с кинетикой восстановления дальнего порядка в недеформированном сплаве. Это дало возможность определить энергию активации роста доменов для того и другого случая восстановления дальнего порядка, а также механизмы этих процессов. Сопоставление особенностей кинетики упорядочения и разупорядочения, выполненное на одном и том же сплаве Au4Zn, выявило особенности формирования фаз с дальним и с ближним порядком, различие механизмов, реализующих эти процессы.

Впервые проведено систематическое исследование деформационного разупорядочения в сплавах, обладающих широким спектром структурных и физических параметров. Измерены параметры дальнего порядка, параметры решётки, размеры областей когерентного рассеяния, доменов, микроискажения кристаллической решётки, получены закономерности разрушения дальнего порядка в сплавах со сверхструктурой Ь\2, -£12(М), Z12(MM). На основании экспериментальных данных предложена схема разрушения дальнего порядка при пластической деформации.

В работе впервые детально рассмотрены элементарные механизмы разрушения дальнего атомного порядка при пластической деформации в сплавах со сверхструктурой L\i и представлены их математические описания. Построена математическая модель разрушения дальнего атомного порядка под воздействием деформации на основе феноменологической модели термического и деформационного упрочнения в сплавах со сверхструктурой L\i. В ней синтезируются элементарные механизмы разрушения дальнего порядка. Записаны и решены уравнения математической модели гетерогенного фазового перехода дальний порядок — ближний порядок, вызванного пластической деформацией.

Комплексное исследование как температурного, так и деформационного фазового перехода дальний порядок - ближний порядок совместно с кинетическими процессами упорядочения и разупорядочения позволило выявить общность, а также различие фазовых переходов, инициируемых различными типами воздействий.

Научная и практическая ценность диссертационной работы. Выполненные в диссертационной работе исследования формируют современные представления об особенностях фазового перехода дальний порядок-ближний порядок, стимулированного, как температурным, так и деформационным воздействием, выявляет механизмы реализации перехода от одной фазы к другой, взаимосвязь между состояниями дальнего и ближнего порядка. Эти представления можно использовать как учебный материал при написании учебников по физике твёрдого тела и монографий. Ряд полученных результатов представлен в справочнике "Constitutional Data and Phase Diagrams" Ed. G. Effenberg et.al. Part 1, V.41. 1996, - 626 p.

Систематическая совокупность экспериментальных закономерностей, описывающих процесс разрушения дальнего порядка в сплавах со сверхструюурами Ь\2, L12(M), L12(MM), является базой для построения и верификации различных теорий фазовых переходов дальний порядок — ближний порядок, индуцированных пластической деформацией. Экспериментальные закономерности, интерпретированные в соответствии с существующими представлениями о процессах, происходящих при деформации сплавов со сверхструктурами L\2, Ll2(M), L12(MM), позволяют судить о механизмах деформационного разупорядочения, и были использованы для построения кинетической модели деформационного разупорядочения.

Проведенное математическое модели]рование процесса разрушения дальнего атомного порядка в сплавах со сверхструктурой Ь\2 при пластической деформации, объясняет некоторые особенности и закономерности этого явления, а также выявляет роль различных механизмов в разрушении дальнего атомного порядка.

Результаты исследования полезны при планировании новых экспериментальных и теоретических работ по выяснению структуры ближнего порядка и её эволюции при переходе в разные температурные области, а также при пластической деформации. Данные, полученные при изучении кинетики формирования ближнего порядка из дальнего при температурах превышающих Тк, являются основой для последующих систематических экспериментальных и теоретических исследований. Совокупность экспериментальных данных может быть использована при создании технологий получения новых материалов на основе упорядоченных сплавов, в том числе наноматериалов.

Объект и предмет исследования.

Объектом исследования выбраны упорядочивающиеся сплавы с исходной ГЦК решеткой, в которых формируются разные сверхструюуры (см. табл.1). В этих материалах присутствуют АФГ разной природы. Наряду с термическими АФГ, которые характерны для всех изученных нами сплавов, в ряде сплавов встречаются периодические АФГ, и в дополнение к этим типам АФГ пластической деформацией создавали деформационные АФГ. Особенности температурного фазового перехода ДП-БП изучали в сплавах на основе Au: Аи3Си I - АизСи II - Z,12(MM), Au3Cd -D023, Au3Zn - Z)023(M), Au3Mn - 2,12(MM), Au4Zn - Z,12(MM), Au4Cr, Au4Mn, Au4V - Dla. Кинетика упорядочения исследована на сплавах Cu3Pt, Cu-22aT.%Pt - LI2, АщСг, Au4V - Dla, Au4Zn - I12(MM). Деформационное разупорядочение проводили на сплавах, для которых, известны особенности температурного ФП ДП-БП, полученные нами или детально отражённые в литературе, и, также, варьировались энергии упорядочения, исходные средние размеры АФД и зёрен, а также степень порядка материала. Это сплавы Au3Cu I, Cu3Pt, Cu-22aT.%Pt, Ni3Fe, Ni3Ge, Ni3Al -Ll2, Cu3Pd - Z12(M), Au4Zn -Z12(MM). Исследования выполнены на порошковых образцах или поликристаллических пластинках. Режимы термической обработки излагаются в тексте. Температурные отжиги осуществлялись в печах сопротивления с автоматической регулировкой температуры в атмосфере аргона. Состояния сплавов фиксировали закалкой в воде. Для изучения деформированных состояний образцы прокатывались на прокатном стане при комнатной температуре до необходимых степеней обжатия. Чтобы избежать нагрева материала при деформации, определенные степени деформации достигались за несколько проходов, во время каждого из которых происходило лишь небольшое обжатие образца. Величина обжатия рассчитывалась по формуле ej+i=Si+Ah/hi, где с; - значение величины деформации образца после i-ой прокатки, Ah=(hi-hi+i) -изменение толщины образца, h;-толщина образца после i-ой прокатки, hj+i- толщина образца после i+1 прокатки.

Таблица 1

Сплавы, исследованные в данной работе Виды их исследований

Виды ис следования Равновесные состояния Кинетика упорядочения Кинетика упорядочения деформированного сплава Кинетика разупо-рядоче-ния выше Тк Деформированный сплав

Сплав Сверхструктура ДП БП

1. Au3Cu l\2 + + + .

2. А113С11II I12(MM) +

3. Cu3Pt Ll2 +

4. Cu-22%Pt l\2 + + + +

5. Ni3Fe Lh +

6. Ni3Ge Lh +

7. Ni3Al l\2 +

8. Au3Cd do23 +

9. Au3Mn Z12(MM) +

10. Au4Mn D\a +

11. Au3Zn D023(M) +

12. Au4Zn L 12(MM) + + + +

13. Cu3Pd D12(M) + +

14. Au4Cr Dla + +

15. A114V Dla + +

При малом шаге Ah рассчитанная таким образом деформация мало отличается от истинной е = [— = In——. Толщина измерялась микрометром в нескольких местах ih ho образца, затем значение усреднялось.

Исследования состояний сплавов проводились методами рентгеноструктур-ного анализа на стандартных дифрактометрах ДРОН-3 и ДРОН-1,5 при комнатной температуре с использованием подходящих для решения задач монохроматизиро-ванных излучений. Выбор метода обусловлен широкими возможностями получения на основании анализа дифракционной картины достоверной количественной информации о струюурных характеристиках материала (рис. 1). Такие количественные параметры, как параметр решетки, степень дальнего порядка, размеры антифазных доменов, области когерентного рассеяния, микроискажения кристаллической решетки, присутствие разных фаз, периоды антифазности в длиннопериодиче-ских сверхструктурах и др. могут быть достаточно точно определены лишь рентгеновскими методами. Для их измерения существуют хорошо разработанные методики, изложенные в [23-32]. Для детализации некоторых данных применяли дополнительные методы исследования, а именно высокотемпературные рентгеновские съёмки в камере ГШ В-1500 в вакууме, элеюронная просвечивающая и растровая микроскопия.

Публикации. По теме диссертации опубликовано, более 150 работ, в том числе 58 статей.

Структура диссертации. Диссертация состоит из введения, 5 глав и заключения, в котором приведены основные результаты и выводы, а также списка цитируемой литературы. Общий объем диссертации составляет 592 страницы текста, 289 рисунков, 38 таблиц, библиографические ссылки содержат 457 наименований.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

Проведенные исследования, вся совокупность полученных экспериментальных данных и анализ результатов численных расчетов позволяют сделать следующие выводы:

1. Экспериментально установлено, что только вдали от Тк разупорядочение сплавов осуществляется гомогенно за счёт увеличения объёмной доли «antisite» атомов, кластеров, сегрегаций и микросегрегаций. Дальнейшее понижение параметра дальнего порядка с ростом температуры связано с увеличением плотности АФГ, их размытием и формированием высоко упорядоченных нано- и микродоменов. Вблизи Тк чаще всего присутствует двухфазное состояние. Периодические антифазные границы являются структурным элементом длин-нопериодической сверхструктуры, присутствующие в зародышах упорядоченной фазы и в микродоменах ближнего порядка.

Температурная зависимость периода антифазности определяет величину скачка параметра дальнего порядка при температуре фазового перехода и особенности самого фазового перехода.

Установлено, что ДПС с малыми значениями периодов антифазности (М<5) и ДПС с большими М (М>5) различаются температурными зависимостями периодов антифазности, величиной скачка параметра дальнего порядка в Тк, кинетикой упорядочения. При этом сплавы с большими М проходят через стадию структуры Ll2.

Выявлено, что структура ближнего порядка, реализующегося внутри дальнего порядка, а также чуть выше Тк после температуры фазового перехода дальний порядок-ближний порядок, по звёздам сверхструктурных векторов, соответствует звёздам сверхструюурных векторов сверхструктуры дальнего порядка. Структура ближнего порядка выше Тк определяется характером превращения. В случае точечного фазового перехода ДП - БП ближний порядок характеризуется однофазной микродоменной структурой. В случае двухфазного фазового перехода ДП - БП ближний порядок — двухфазный.

Формирование упорядоченной фазы представляет совокупность процессов: 1) образование хорошо упорядоченных зародышей; 2) возрастание степени упорядоченности сплава за счёт увеличения доли упорядоченной фазы; 3) рост антифазных доменов.

В общем случае на кривых (D)(t) выделяются восемь различных стадий: 1) инкубационный период; 2) зарождение; 3) рост доменов упорядоченной фазы; 4) коалесцения; 5) насыщение; 6) переориентация; 7) рост ориентационных доменов; 8) последующее насыщение. В разных сплавах в зависимости от их состава, температуры, а также сверхструктуры, реализующейся в них, длительность каждой стадии различна. Инкубационный период является временем, при котором формируются гетерофазные флуктуации, и происходит перестройка структуры ближнего порядка. Стадия зарождения и роста происходит в двухфазном состоянии, когда в разупорядоченной фазе появляются однодоменные или полидоменные зародыши упорядоченной фазы. Стадия коалесценции доменов начинается в двухфазном состоянии и завершается в однофазном. Стадия переориентации, связанная с формированием и ростом ориентационных доменов, характерна лишь для структур, симметрия которых ниже, чем кубическая.

9. Механизмы упорядочения и роста антифазных доменов в сплавах, разупорядо-ченных деформацией и закалкой от температуры выше температуры фазового перехода, различны, поскольку различные виды избыточных дефектов присутствуют в исходном состоянии. Скорость роста доменов в деформированном сплаве выше, и сам рост доменов в деформированном сплаве происходит неоднородно. Распределение доменов по размерам в деформированном сплаве полимодальное, в то время как в недеформированном сплаве распределение мономодальное. В термически разупорядоченных сплавах процессы обусловлены миграцией вакансий или самодиффузией, а в сплавах разупорядоченных деформацией это, в основном, дислокационные механизмы, обусловливающие восстановление АФГ вследствие термоактивируемого движения дислокаций под воздействием натяжения АФГ. Об этом свидетельствуют значения энергии активации роста доменов (при термически разупорядоченном сплаве Cu3Pt это Q=0,7 -г- 0,95 эВ/ат, в деформированном сплаве - Qfle(l,=0,12+0,19 эВ/ат).

10. Установлено, что фазовый переход дальний порядок — ближний порядок, вызванный пластической деформацией, является размытым фазовым переходом, который происходит по гетерогенному механизму. Наряду с областями с нарушенным дальним порядком, которые концентрируются в местах локализации деформации, возможно присутствие локальных областей, не затронутых пластической деформацией. Объемная доля разупорядоченной фазы возрастает с увеличением степени деформации.

11. Показано, что для всех исследованных сплавов выявляется единая зависимость между понижением параметра дальнего порядка и объёмной долей разупорядоченной фазы с одной стороны, и возрастанием плотности, вновь образованных в процессе деформации, доменных границ с другой. Деформационные антифазные границы, обладающие повышенной дефектностью, и дислокационные стенки являются областями с пониженным дальним порядком и областями локализации разупорядоченной фазы, возникающей в процессе деформации.

12. Показано, что при деформационном фазовом переходе порядок-беспорядок процесс разупорядочения на начальном этапе деформации замедляется 1) при больших значениях энергии упорядочения, 2) в присутствии периодических антифазных границ и 3) в монокристаллах.

• 13. Результаты эксперимента и моделирование деформационного разрушения дальнего атомного порядка показывают, что в сплавах с низкими энергиями упорядочения и АФГ наблюдается интенсивное уменьшение дальнего порядка с деформацией, и после деформации е~0,6-0,8 сплавы переходят в полностью разупорядоченное состояние. В сплавах с высокой энергией упорядочения процессы разрушения дальнего порядка под воздействием деформации в значительной мере подавлены: при деформации е~0,9 параметр дальнего порядка понижается не более чем до 0,8.

14. Развитая в работе математическая модель деформационного разрушения дальнего атомного порядка учитывает накопление сверхструктурных дислокаций, их переползание, образование трубок АФГ, размножение термических АФГ, образование и движение одиночных дислокаций, перераспределение дислокаций в дислокационные стенки, а также накопление точечных дефектов, которые как разрушают, так и восстанавливают дальний атомный порядок. Показано, что наиболее эффективными механизмами разрушения дальнего атомного порядка при пластической деформации сплавов, обладающих сверхструктурой ll2, являются механизм движения одиночных дислокаций и механизм накоп- . ления трубок АФГ. Активация движения одиночных дислокаций в местах локализации пластической деформации, вызывает локальное катастрофическое падение параметра дальнего порядка.

15. Предлагаемая математическая модель гетерогенного фазового перехода дальний порядок - ближний порядок удовлетворительно описывает начальные стадии экспериментальных зависимостей параметра дальнего порядка, размеров антифазных доменов в сплавах со сверхструктурой Ll2 с разной энергией упорядочения от степени деформации.

В заключение автор выражает глубокую благодарность доктору физ.-мат. наук, профессору Эдуарду Викторовичу Козлову за плодотворную совместную работу в течение нескольких десятилетий и творческую научную атмосферу. Искренне благодарна кандидату физ.-мат. наук Замятиной Ирине Петровне, за тесное научное сотрудничество и неоценимую помощь в выполнении технической работы; кандидату физ.-мат. наук Пантюховой Ольге Даниловне, сотрудничество с которой внесло ценный вклад в работу; с.н.с. Сизоненко Нине Робертовне, вместе с ней получен ряд интересных результатов; кандидату физ.-мат. наук Колупаевой

Светлане Николаевне. Хочу выразить огромную признательность доктору физ.-мат. наук, профессору Нине Александровне Коневой за огромный труд прочтения диссертации, высказавшую ряд полезных замечаний и советов. Особое признание моему мужу, доктору физ.-мат. наук, профессору Владимиру Александровичу Старенченко за его всестороннюю поддержку на всех этапах моей работы и научное сотрудничество. Признательна моим детям Юлии Владимировне и Сергею Владимировичу за помощь, способствующую выполнению этой работы. Моя благодарность всему коллективу кафедры физики и научной лаборатории.

1. Нике Ф.Ч., Шокли В. Превращения в сплавах // Успехи физ. наук. 1938.- Т.20.-№3,- С. 344-409.

2. Нике Ф. Ч., Шокли В. Превращения в сплавах // Успехи физ. наук. 1938, - Т.20.-Вып. 4. - С. 536-586.

3. Кривоглаз М.А., Смирнов А.А. Теория упорядочивающихся сплавов. М.: Физматгиз, 1958.-388 с.

4. Муто Т., Такаги Ю. Теория явлений упорядочения в сплавах. М: ИЛ., 1959. — 130 с.

5. Смирнов А.А. Молекулярно-кинетическая теория металлов. М.: Наука, 1966. -428 с.

6. Гинье А. Неоднородные металлические твердые растворы. М.: ИЛ, 1962. -160 с.

7. Кестер В. Ближнее упорядочение и ближнее расслоение в твердых растворах // Тонкая структура и свойства твердых растворов.- М.: Металлургия, 1968. С. 196220.

8. Иверонова В.И., Кацнельсон А.А. Ближний порядок в твердых растворах. М.: Наука, 1977. 265 с.

9. Матвеева Н. М., Козлов Э. В. Упорядоченные фазы в металлических системах.-М.: Наука, 1989.-248 с.

10. Хачатурян А.Г. Теория фазовых переходов и структура твердых растворов. М.: Наука, 1974.-284 с.

11. И. Скаков Ю.А., Глезер A.M. Упорядочение и внутрифазовые превращения // Итоги науки и-техники. Металловедение и термическая обработка,- М.: ВИНИТИ, 1975. С. 5-72.

12. Reynaud F. Order-disorder transition in substitutional solid solution // Phys. Stat. Sol. (a). 1982.-72.- P.ll-60.

13. Tanner L.E., Leamy H.J. The Microstructure of order-disorder transitions II Order-disorder transformation in alloys. Berlin: H. Warlimont, 1974. P.l80-239.

14. Гусев А.И., Ремпель A.A. Термодинамика структурных вакансий в нестехиометрических фазах внедрения. Свердловск: УНЦ АН СССР, 1987.

15. Гусев А.И., Ремпель А.А. Структурные фазовые переходы в нестехиометрических соединениях. М.: Наука, 1988.

16. Потекаев А.И., Наумов И.И.,Кулагина В.В. и др. Естественные длиннопериодические наноструктуры. Томск: Изд-во науч.-тех. литературы, 2002.-260 с.

17. Бондар А.А., Великанова В.М., Даниленко В. М. и др. Стабильность фаз и фазовые равновесия в сплавах переходных металлов. Киев; Наукова думка, 1991.-200 с.

18. Попов JI.E., Козлов Э.В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов. М.:Металлургия, 1970. - 216 с.

19. Попов Л.В., Конева Н.А., Терешко Б.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1979. - 156 с.

20. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Упорядочение и деформация сплавов железа. М.: Металлургия, 1984. - 168 с.

21. Гринберг Б.А., Иванов М.А. Интерметаллиды №зА1 и TiAl: микроструктура, деформационное поведение. Екатеринбург, 2002. - 360.

22. Гринберг Б.А., Сюткина В.И. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов.- М.: Металлургия, 1985.- 174 с.

23. Горелик С.С., Расторгуев JI.H., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. М.: Металлургия, 1970. - 368 с.

24. Тейлор А. Рентгеновская металлография.- М.: Металлургия, 1965. — 663 с.

25. Липсон Г., Стипл Г. Интерпретация порошковых рентгенограмм. М.:Мир, 1972. -384 с.

26. Ковба JI.M., Трунов В.К. Рентгенофазовый анализ поликристаллов. М.:Изд-во МГУ, 1976.-323 с.

27. Миркин Л.И. Рентгеноструктурный анализ. Индицирование рентгенограмм. М.: Наука, 1981.-496 с.

28. Уманский Я.С. Рентгенография металлов.- М.: Металлургия, 1957.- 236 с.

29. Warren В. X-ray difraction. Addition New York :WarIey, 1969.

30. Иверонова В.И., Ревкевич Г.П. Теория рассеяния рентгеновских лучей. М.:Изд-воМГУ, 1972.-246 с.

31. Уоррен Б.Е., Авербах Б.Л. Диффузное рассеяние рентгеновских лучей // Современные физические методы исследования в металловедении.- М.: Металлургиздат, 1959. С. 109-149.

32. Голосов Н.С., Дудка Б.В. Моделирование превращения порядок-беспорядок в тройном сплаве А6ВС с тройной сверхструктурой // Структурный механизм фазовых превращений металлов и сплавов.- М.: Наука, 1976. С. 167-172.

33. Bragg W.L., Williams E.J. The effect of thermal agitation on atomic arrangement in alloys // Proc. Royal. Soc. 1934. - V.A145. - № A855. - P. 699-730.

34. Gangulee A., Moss S.C. Long range order in Ag3Mg // J. Appl. Ciyst. 1968. -1.- № 1. -P. 61-67.

35. Радмэн С. Превращение порядок-беспорядок (п-б) и дефекты облучения // Интерметаллические соединения.- М.: Металлургия, 1970. С. 317-351.

36. Козлов Э.В., Старенченко С.В. Фазовый переход порядок-беспорядок в сплаве Au3Cd // Физика металлов и металловедение. 1979. - Т.48.- № 6.- С. 1220-1226.

37. Tachiki М., Teramoto К. Long period supperlattice in the CuAu alloy // J.Phys.Chem. Solids. 1966. - 27. - P. 335-348.

38. Tachiki M. Lattice modulations in the CuAu alloy // Phys. Rev.- 1966.- 150.- №2.-P.440-447.

39. Tachiki M., Maekawa S. Periods of long period superlattices in alloys // J. Phys. Soc. Jap.- 1970.-28.-№2.-P.375-379.

40. Iwasaki H., Ogawa S. X-ray measurement of order in CuAu II // J. Phys. Soc. Jap. -1967. 22.-№ 1.-P. 158-164.

41. Van Tendeloo G., Amelinckx S. Group-theoretical consideration conserning domain formation in ordered alloys // Acta Cryst. -1974. -V. A30. P.431-440.

42. Козлов Э.В., Старенченко С.В. Структура изолированных и периодических АФГ // Планарные дефекты в упорядоченных сплавах и интерметаллидах: Межвуз. сб. / Алт. политехи, ин-т им. И.И. Ползунова Барнаул, 1989. С. 43-56

43. Сиротин Ю.И., Шаскольская М.Т. Основы кристаллофизики.- М.: Наука, 1979.639 с.

44. Электронная микроскопия в минералогии / Под ред. Г.-Р. Венк.- М.: Мир, 1979.541 с.

45. Ландау Л.Д., Лифшиц Е.М. Статистическая физика. 4.1. М.: Наука, 1976.-584 с.

46. Electron Microscopy and strength crystalls. Ed. Wiley, 1963. - 333 p.

47. Brown N. The yield point of a superlattice // Phil. Mag. 1959. - №4.- P. 693-704.

48. Kubo S. Adachi K. Origin of the formation of one-and two-dimensional long period superlattices in Cu-Pd and Cu-Pt system // J. Phys. Soc. Jap.- 1973,- 35, №3.- P.776-783.

49. Козлов Э.В., Киселева С.Ф., Пушкарева Г.В., Конева Н.А. Асимметричный контраст на изображении антифазных границ в условиях многолучевых эффектов И Известия ВУЗов. Физика.- 1981.- №6.- С.110-112.

50. Козлов Э.В., Киселева С.Ф., Пушкарева Г.В., Конева Н.А. Асимметричный контраст и структура антифазных границ в сплаве Ni4Mo // Упорядочение сплавов и свойства сплавов. Киев: Наукова думка, 1979. С. 280-282.

51. Козлов Э.В., Киселева С.Ф., Пушкарева Г.В., Конева Н.А. Асимметричный контраст и структура антифазных границ в сплаве Ni4Mo // ФММ. 1982. - Т.54. -Вып.4.-С. 735-743.

52. Попов Л.Е., Козлов Э.В., Кожемякин Н.В. Атмосферы упорядочения на антифазных границах в сверхструктуре АВ (типа р латуни) // ДАН СССР.-1964.-Т.157.- №6.- С.1342-1344.

53. Попов Л.Е., Козлов Э.В., Голосов Н.С. Теория равновесных антифазных границ в упорядоченных твердых растворах типа СизАи // Известий ВУЗов. Физика.-1966. -№ 2.- С.55-66.

54. Popov L.E., Kozlov E.V., Golosov N.S. Antiphase boundaries in ordered AuCu3-type solid solutions //Phys. Stat. Sol.- 1966.- V.13.- № 2.- P.563-575.

55. Подковка В.П., Кормин H.M., Штерн Д.М., Козлов Э.В. Исследование атомного упорядочения в сплавах со сверхструктурой D02s II Упорядочение атомов и свойства сплавов. Киев: Наукова думка, 1979. С. 112-115.

56. Тайлашев А.С. Рентгеноструктурное исследование превращения порядок-беспорядок в сплавах со сверхструюгурой Ь\2 на основе Ni и Си: Дисс. . канд. физ.-мат. наук.- Томск, 1979.- 228 с.

57. Leroux С., Loiseau A., Cadeville М.С. et al. Order-disorder transformation in Co3oPt7o alloy: evidence of wetting from the antiphase boundaries // J. Phys. Condens. Matter.-1990.-№2.-P. 3479-3495.

58. Ricolleau C., Loiseau A., Ducastelle F. and Caudron R. Logarithmic divergence of the antiphase boundary with in Cu-Pd (17%) 11 Phys. Rev. Letters. 1992.-V.68.- №24.- P. 3591-3594. .

59. Broddin D., Van Tendeloo G., Van Landuyt J., Amelinckx S., Portier R., Guymont M., Loiseau A. Long-period superstructures in Cu3Pd // Phil. Mag. A. 1986. - 54. — №3. -P.395-419.

60. Козлов Э.В., Попов JI.E. К теории предела текучести упорядоченных твердых растворов//ФММ. 1964. - Т. 18. - Вып.6. - С. 939-940.

61. Козлов Э.В., Попов JI.E. Дислокации, антифазные границы и пластическая деформация упорядоченных сплавов // Известия ВУЗов. Физика.- 1967.- №10.-С.102-111.

62. Голосов Н.С., Козлов Э.В., Попов JI.E. О сегрегации атомов избыточного компонента на антифазных границах в сверхструктуре типа Ы2 И Известия ВУЗов. Физика.- 1967.- №3.-С.140-142'.

63. Morris D.G., Leboeuf М., Gunther S., Nazmy M. Disordering behaviour of alloys based on Fe3Al // Phil. Mag. A.-1994. -70, 6.- P.1067-1090.

64. Старостенков М.Д., Демьянов Б.Ф. Энергия образования и атомная конфигурация АФГ в плоскости куба // Металлофизика. -1985. 7. -№3. -С.105-107.

65. Старостенков М.Д., Горлов Н.В., Демьянов Б.Ф. Состояние решетки вблизи АФГi .в упорядоченной фазе Ni3Al II Известия СО АН СССР. Серия Техн. Наук. -1987. -№15.- Вып.4. -С. 52-54.

66. Старостенков М.Д., Горлов Н.В., Демьянов Б.Ф. Атомная конфигурация антифазных границ в сплавах со сверхструюурой Ы2. АФГ типа Уг <110> {110}// Известия ВУЗов. Физика. -1987. -№7. -С.49-52.

67. Старостенков М.Д., Горлов Н.В., Демьянов Б.Ф. Зависимость стабилизирующего сдвига на антифазной границе типа Уг <110> {111} от степени упорядочения в сплавах со сверхструктурой Z,l2// Известия ВУЗов. Чер. Мет. -1986. -№12.-С.55-58.

68. Старостенков М.Д., Горлов Н.В., Демьянов Б.Ф. Зависимость стабилизирующего сдвига на АФГ типа Уг <110> {111} от степени упорядочения в сплавах со сверхструктурой 1Лг IIФММ. -1987. Т.64. -Вып.5. - С.1034-1036.

69. Ogawa S. On the long-period ordered alloys I I Order-disorder transformation in alloys.-Berlin: Ed. H.Warlimont, 1974. P. 240-264.

70. Okamura K. Lattice modulation in the long period. Ordered alloys studies by X-ray diffraction. III. Cu3Pd (a!')H J. Phys. Soc. Jap.- 1970.- V.28.- №4.- P. 1005-1014.

71. Iwasaki H., Hirabayashi M., Ogawa S. Lattice modulation in the ordered alloys with long period studied by X-ray diffraction 1. Au3Cd // J. Phys. Soc. Jap.- 1965.-20.- №1.-P. 89-97.

72. Козлов Э.В., Гинзбург A.E. Изменение параметра решетки упорядоченного твердого раствора в окрестности антифазной границы в сверхструктуре В1 Н ФММ.- 1971.-Т.32.- Вып.4.- С. 675-683.

73. Козлов Э.В., Гинзбург А.Е. Свойства упорядоченных сплавов типа Р-латуни в модели, учитывающей корреляции и зависимость параметра решетки от состояния порядка // Известия ВУЗов. Физика.- 1971.- №9.- С.7-11.

74. Козлов Э.В., Гинзбург А.Е. Торможение сверхдислокаций в сверхструюурах В2 и Ll2, обусловленное взаимодействием с дислокациями несоответствия на антифазных границах // Известия ВУЗов. Физика.- 1972.- №4.- С.21-27.

75. Козлов Э.В., Гинзбург А.Е. Влияние антифазных границ на параметры решетки упорядоченного твердого раствора со сверхструюурой Z,l2 // Известия ВУЗов. Физика.-1972.- №3.- С.7-12.

76. Гинзбург А.Е., Козлов Э.В., Харлова Р.П. Влияние размеров атомов на энергию антифазных границ в твердых растворх // Известия ВУЗов. Физика.- 1975.- №10.-С.103-107.

77. Козлов Э.В., Гинзбург А.Е., Попов JI.E. Размерный эффект в теории упорядочения твердых растворов // Известия ВУЗов. Физика.- 1972.- №10.- С.79-87.

78. Козлов Э.В., Гинзбург А.Е. Изменение упругих модулей в упорядоченных твердых растворах и упругое взаимодействие сверхдислокаций со стенками антифазных доменов // Известия ВУЗов. Физика 1972.- №4.- С.14-21.

79. Flinn Р.А. Theory of deformation in superlattices // Trans. AIME. 218. -P. 143.

80. Cahn J. W., Kikuchi R. Theory of domain walls in ordered structures -1. Properties at absolute zero // J. Phys. Chem. Solids.-1961.-20. -№1-2. -P.94-109.

81. Kikuchi R., Cahn J. W. Theory of domain walls in ordered structures II. Pair approximation for nonzero temperatures // J. Phys. Chem. Solids. - 1962.-23.- №1-2. -P. 137-151.

82. Cahn J.W., Kikuchi R. Theory of domain walls in ordered structures III. Effect of substitutional deviation from stoichiometry // J. Phys. Chem. Solids.-1966.-27. - №18. -P.1303-1307.

83. Козлов Э.В., Чадаев Н.Б. Энергия антифазной границы упорядоченной (5 латуни в полярной модели // Доклады IV Всесоюзного совещания по упорядочению атомов и его влиянию на свойства сплавов. 4.1. -Томск: Изд-во ТГУ, 1974. С.68-82.

84. Пушкарева Г.В., Емельянов В.Н., Мартынов Е.И., Голубенко Т.Я., Козлов Э.В. Ориентация и энергия антифазных границ в сверхструктуре Ь\2 П Известия ВУЗов. Физика. 1979. - №3. - С. 59 - 61.

85. Голубенко Т.Я., Козлов Э.В. Ориентационная зависимость энергии АФГ и симметрия атомных положений // Известия ВУЗов. Физика,- 1988. Т.31.-№5,- С. 98- 100.

86. Козлов Э.В. Влияние антифазных границ на конфигурационную теплоемкость, теплоту и температуру превращения порядок-беспорядок // Украинский физический журнал. 1969. - 14. -10. - С.1619-1621.

87. Козлов Э.В., Гинзбург А.Е. Анализ влияния антифазных границ на термодинамические характеристики превращения порядок-беспорядок II Известия ВУЗов. Физика. -1971.-№ 3. С. 155-157.

88. Козлов Э.В., Перов Г.А., Гудин О.А. и др. Антифазная доменная структура в сплаве Ni3Mo И ФММ. -1978.- Т.45. 1. -С. 222-224.

89. Sakai М., Mikkola D.K. The growth of antiphase domainin Cu3Au as studies by transmission electron microscopy // Met.Trans. AIME. -1971.-2. —P.l635-1641.

90. Morris D.G., Besag F.M.C., Smallman R.E. Ordering and disordering in Cu3Au // Phil. Mag. -1974. -V.29. -№1. P. 43-57.

91. Козлов Э.В., Пушкарева Г.В., Яновская Л.И. Поведение ансамбля антифазных . доменов в сплаве Pd3Fe // Магнитное и атомное упорядочение в прецизионныхсплавах: Тематический сб. науч. тр. — М.: Металлургия, 1985. С.14-21.

92. Козлов Э.В., Пушкарева Г.В., Кушнаренко В.М. Влияние условий упорядочения на характеристики доменной структуры сплавов // Упорядочение сплавов и свойства сплавов. Киев: Наукова думка, 1979. С. 275-277.

93. Козлов Э.В., Пушкарева Г.В., Кушнаренко В.М., Конева Н.А. Исследование кинетики роста антифазных доменов в сплаве Ni4Mo // Известия ВУЗов. Физика. -1977.-№1.-С. 84-89.

94. Пушкарева Г.В., Мартынов Е.И., Подковка В.П., Конева Н.А., Козлов Э.В. Антифазные домены и сверхдислокации в сплаве Pd3Fe // Известия ВУЗов. Физика. 1977. - №7. - С. 146-147.

95. Козлов Э.В., Дементьев В.М. Влияние антифазных границ на зонную структуру упорядоченного твердого раствора // ФММ.- 1973- Т.35 №3.- С.500-507.

96. Козлов Э.В., Старенченко С.В. Превращение порядок беспорядок в сплаве вблизи состава Au3Cu // Известия ВУЗов. Физика.- 1980.- № 3. - С.70-74.

97. Старенченко С.В, Козлов Э.В. Превращение порядок беспорядок в сплаве Au3Cu II // Известия ВУЗов. Физика. - 1985.- № 10. - С. 75-82.

98. Пушкарева Г.В. Структурное превращение в процессе упорядочения сплавов со сверхструктурой D\a и Ll2: Дисс. канд. физ.-мат. наук.- Томск, 1988.- 357 с.

99. Mikkola D.E., Cohen J.B. Example of application of line brodering // Local atomic arrangement studies by X-ray diffraction. London and Breach Sc. Publ., 1965. P. 289-340.

100. Berg H., Cohen J.B. Long-range order and ordering kinetics in CoPt3 // Met. Trans. -1972.-3.-P. 1797-1805.

101. Mitsui K., Mishima Y., Suzuki T. Heterogeneous ordering and antiphase domain morphology in Cu3Pt (19 ar.%Pt) // Phil. Mag. -1986. A53. -3. - P.357-376.

102. Тайлашев A.C. Природа и механизм превращения порядок-беспорядок сплава Cu3Pt // Молодые ученые и специалисты Томской области в девятой пятилетке: Материалы научно-практич. конф. Томск, 1975. С. 91-94.

103. Тайлашев А.С., Мейснер JI.JL, Козлов Э.В. Превращение порядок-беспорядок в сплаве с периодическими антифазными границами // ФММ.-1992.-№10.- С.112-119.

104. Старенченко С.В., Козлов Э.В. Изучение фазового перехода порядок-беспорядок в сплаве Au4 Zn // ФММ.- 1996.- Т.82.- Вып.5.-С. 137-141

105. Batterman B.W. X-ray study of order in the alloy CuAu3 //J. Appl. Phys. 1957. - 28.- №5. P.556-561.

106. Старенченко C.B., Кушнаренко B.M., Козлов Э.В. Фазовый переход порядок — беспорядок в сплаве Au4V // ФММ.- 1990.- № 10.- С. 142-146.

107. Старенченко С.В., Сизоненко Н.Р., Козлов Э.В. Рентгеноструктурное исследование кинетики упорядочения в сплаве Au4Cr// Известия ВУЗов. Физика.- 1991.-№ 12.-С. 98-105.

108. Старенченко С.В., Замятина И.П., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Изменение состояния дальнего атомного порядока при деформации Ni3Al // Сплавы с эффектом памяти формы и другие материалы. Материалы XXXVIII семинара

109. Актуальные проблемы прочности" посвященного памяти В.А. Лихачева (70 лет со дня рождения) 24-27 сентября 2001 г. Санкт-Петербург, 2001. С. 324-329.

110. Wilson A.J.C. The reflexion of X-rays from the 'anti-phase nuclei' of AuCu3 // Proc. Roy. Soc.- 1943.- A, 181.- P.360-368.

111. Wilson A.J.C., Zsoldos L. The reflexion of X-rays from the "anti-phase nuclei" of AuCu3 // Proc. Roy. Soc.- 1966.- V.290.- P. 508-514.

112. Старенченко C.B., Замятина И.П., Старенченко B.A. Козлов Э.В. Исследование * деформационного нарушения дальнего порядка в сплаве Си-22 ат.% Pt //ФММ.1998,- Т.85.- Вып.2.-С.122-127.

113. Старенченко С.В., Замятина И.П., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Деформационный фазовый переход порядок-беспорядок в сплаве Cu3Pd // ФММ.- 2000.- Т.90.- №1.-С. 79-83.

114. Буйнова Л.Н., Сюткина В.И., Шашков О.Д., Яковлева Э.С. Влияние размеров доменов на свойства меднопалладиевых сплавов // ФММ. — 1972. -Т.ЗЗ. -Вып. 6.ш -С.1195-1206.

115. Ruedl F., Delavignette P., Amelincks S. Electron diffraction and electron microscopy study of long and short range order in Ni4Mo and of the substructure resulting from ordering // Phys. State. Sol. 1969. - 28. - P. 305 - 328.

116. Старенченко C.B., Старенченко B.A. Вклад АФГ в понижение параметра дальнего .порядка деформированных упорядоченных- сплавов // Вестн. Тамбовского ун-та. Серия: Естеств. и техн. 1998. Т. 3. Вып. 3. С. 233-236.

117. Sato Н., Toth R.S. Long period supperlattices in alloys // Alloying Behavior and Effects in Concentrated Solid Solutions New-York: Ed. ТВ. Masalski, 1965. P. 295-419.

118. Scott R.E. New complex phasein the coppe gold system // J. Appl. Phys. 1960. - 31.-P. 2112-2117.

119. Jamaguchi S. Watanabe D., Ogawa S. Study on anti-phase domains in Cu3Au by means t of electron diffraction and electron microscopy // J. Phys. Soc. Jap.- 1962.- V.17.- №6.-P.1030-1039.

120. Yakel H.L. High temperature X-ray diffraction study of the order-disorder transition in a Cu-32,2 atomic percent gold alloy // J. Appl. Phys. 1962. - 33. - P. 2439-24

121. Gratias D., Condat M., Fayard M. I-and 11-type superlattices gold-rich copper-gold alloys//Phys. Stat. Sol.-1972.-V. 14(a).- P.123-128.

122. Hirabayashi M. Electrical resistivity and superstructure of Au3Cu // J. Phys. Soc. Jap.-1959.-V.14. №3.- P.262-273.

123. Watanabe D., Fisher P.M.J. Electron diffraction study of order in the CuAu3 alloys // J. Phys. Soc. Jap.- 1965.- 20.-№12. -P.2170-2179.

124. Okusumi H., Perio P., Tournarie M. Structure ordonnee d'un alliage de composition voisine de Au3Cu // Acta Cryst. -1959.- 12.-P. 1039-1043.

125. Schubert K., Kiefer В., Wilkens M. Ordnungsphasen mit grober periode in legierungen //Zeitschr. Naturforschung. 1954. - 9a. - S. 987-988.

126. Schubert X., Kiefer В., Wilkens M., Haufler R. Uber einige metallische ordnungsphasen mit groser periode //Zeitschr. Metallkde. 1955.- 46.- S.692-715.

127. Fujiwara K., Hirabayashi M., Watanabe D., Ogawa S. Study on the ordered alloy Ag3Mg // J. Phys. Soc. Jap.- 1958.-V.13.-P.167-174.

128. Fujino Y., Sato H., Hirabayashi M.,Aoyagi E., Koyami Y. In "situ" observation of commensuration process of long-period superlattice in Ag-Mg alloys // Phys. Rev. Letters. -1987.-58.-9.-P.1012-1015.

129. Hirabayashi M., Ogawa S. Crystal structures and phase transitions of the gold-rich gold-cadmium //Acta Met.- 1961.-7.- №4.- P.264-274.

130. Ogawa S., Iwasaki H., Terada A. Study of the long period ordered alloy Cu3Pt // J. Phys. Soc. Jap.- 1973.- V.34.- №2.- P.384-390.

131. Jwasaki H. On the superstructure of the ordered'alloy Au3Zn (R)'// J. Phys. Soc. Jap. -1959.-14.-P. 1456.

132. Iwasaki H. Study on the ordered phases with long period in the gold-zink alloys system II // J. Phys. Soc. Jap.- 1962.- V.17.- №10.- P.1620-1633.

133. Iwasaki H., Hirabayashi H., Fijiwara K., Watanabe D., Ogawa S. Study on the ordered phases with long period in the gold-zinc system. 1 // J. Phys. Soc. Jap.- I960.- V.15.-P.1771-1783.

134. Watanabe D. Study on the ordered alloys of gold-manganese system by electron diffraction I. Au3Mn // J. Phys.Soc.Jap.- 1960. 15.- № 6. - P. 1030-1040.

135. Watanabe D. Study of the ordered alloys of gold-manganese system by electron diffraction. III. Lattice modulation in ordered Au3Mn // J. Phys. Soc. Jap.- 1961.-16.-№3.-P. 467-478.

136. Watanabe D., Ogawa S. On the superstructure of the ordered alloy Cu3Pd. I. Electron. Diffracti- on study // J. Phys.Soc.Jap. 1956. - 11.- № 3. - P. 226-239.

137. Iwasaki H., Okamura K., Ogawa S. Lattice modulation in the long period ordered alloys studied by X-Ray diffraction. IV.Pd3 Mn // J. Phys. Soc. Jap. 1971. - 31.- № 2. - P. 427-505.

138. Sato H., Toth R.S. Long-period superlattice Pd3Mn. II Its large tetragonal distorsion // Phys. Rev.- 1963.-V.139.- №3A. P.1581-1593.

139. Gjonnes J., Ozsen A. Antiphase domain boundaries in Pd3Mn // Phys. Stat. Sol (a).-1973.-V.17.- P.71-78.

140. Toth R.S., Sato H. Long period superlattice Cu3Au II // J. Appl. Phys.- 1962. V.33.-№11.- P.3250-3256.

141. Watanabe D. Study on the ordered alloys of gold-manganese system by electron diffraction, II. Au3Mn // J. Phys. Soc. of Jap.- 1960.-V.15.- №7.- P.1251-1257.

142. Sato H., Toth R.S. Effect of additional elements on the period of CuAu II and origin of the long-period superlattice 1//Phys. Rev.- 1961.-V.124.- №6.- P.1833-1847.

143. Fujiwara K. On the period of out-of-step of ordered alloys with anti-phase domain structure // J. Phys.'Soc.- 1957.- V.12.- №1.- P.7-13.

144. Perio P., Tournarie M. Diffraction par antiphases periodiques a une et deux directions du type AuCu3//Acta Cryst.- 1959.-V.12.-№12.-P.1032-1038.

145. Perio P., Tournarie M. Antiphase periodiquer a une direction dans le systeme AuCu // Acta Cryst.- 1959.- V.12.- №12.- P.1044 1050.

146. Жеанно Г., Перио П. Структура AuCu II. // Строение металлических твердых растворов.- М. Металлургия, 1966. С.468-479.

147. Старенченко С.В. Изучение кристаллической структуры и превращений в интерметаллидах на основе золота // III Всесоюзн. конф. по кристаллохимии интерметаллич соединений: Тез. докл. Львов, 1978. С. 58-59.

148. Старенченко С.В. Рентгеноструктурное исследование фазового перехода порядок-беспорядок в сплавах на основе золота: Дисс. . канд. ф.-м. наук.-Томск, 1981.-262 с.

149. Старенченко С.В., Ермолаев JI.A. Исследование атомного упорядочения в сплаве АизСи II // Молодые учёные и специалисты Томской области в пятилетке: Материалы научно-практич. конф.- Томск, 1975. С. 103-105.

150. Старенченко С.В., Козлов Э.В Фазовые переходы в сплавах с длиннопериодическими структурами. Стабильные и метастабильные фазы в материалах//Науч. тр. ИПМ. Киев. 1987. С.143-155.

151. Starenchenko S.V., Kozlov E.V. The order-disorder transition in alloys with long period //Mat. Science Forum. 1999. V.321-324. P. 641-646.

152. Старенченко C.B., Козлов Э.В. Фазовое превращение порядок-беспорядок в сплавах с периодической антифазной доменной структурой // Упорядочение атомов и свойства сплавов.- Киев, 1979. С. 105-107

153. Ogawa S., Watanabe D. Electron diffraction study in the ordered alloy CuAu II // J. Phys. Soc. Jap.- 1954. -4.- №4. P.475-488.

154. Ogawa S., Watanabe D., Watanabe H., Komoda T. Anti-phase domains in gold -copper zinc ordered alloys revealed by electron microscope // J. Phys. Soc. Jap.-1959.- V.14.- P.936-941.

155. Fyjime S., Watanabe S., Ogawa S., Fujiwara, Mijake S. The intensity of satellite reflections in electron diffraction patterns from evaporated alloy film with CuAu II type superstructure // J. Phys. Soc. Jap.-1964.- V.19.- №10.- P.1881-1892.

156. Sato H., Toth R. Long-period superlattices in alloys II // Phys. Rev.- 1962.- V.127.-№2. -P.469-484.

157. Schubert K. On the discussion of crystal structures // Zeitschr. fur Naturforsch.- 1950.-Bd.5a.- S.345-353.

158. Schubert K. Position correlation of valence electrons in crystal chemistry // Zeitschr. fur Naturforsch.- 1953.-Bd.8a.- S.30-38.

159. Schubert K. Uber die ortskorrelation der ausseren elektronen bei den strukturtypen CuAu (Z,l0), PdCu (L2q), Cu3Au (Xl2) // Zeitschr. fur Naturforschung.

160. Schubert К. Uber einige beziehungen zwischen kristallstrukturen // Zeitschr. fur Naturforschung.- 1959. 14(a).- S.650-656.

161. Schubert K. Zur deutung regelmasiger stapelvariation in einigen uberstrukturen // Zeitschr. fur Metallkunde.- 1962.- Bd.53. H.9.- S.605-610.

162. Шуберт К. Кристаллические структуры двухкомпонентных фаз.- М.: Металлургия, 1971.-532 с.

163. Шуберт К. Объяснение химической связи пространственной корреляцией электронов // Интерметаллические соединения,- М.: Металлургия, 1970.С.105-131.

164. Schubert К. Long period structures in close packed phases and their interpretations // Trans. Jap. Inst, of Met. 1973. -V. 14.-P. 179-181.

165. Slater J.C. Note on superlattices and Brillouin zones // Phys. Rev. 1951. -84. №2.-P.179-181.

166. Nicholas J.F. Effect of the fermi energy on the stability of superlattices // Proc. Phys.-1953.- A.66.- №339.- P.201-206.

167. Бландин А. П. Теоретическое исследование правил Юм-Розери // Устойчивость фаз в металлах и сплавах. М.: Мир, 1970. С. 47.

168. Харрисон У. Псевдопотенциалы в теории металлов.- М.: Мир, 1968.-366 с.

169. Хейне В., Коэн М., Уэйр Д. Теория псевдопотенциала.- М.: Мир, 1973.-557 с.

170. Харрисон У. Теория твердого тела.- М.: Мир, 1972. 616 с.

171. Дементьев В.М. Природа энергии упорядочения сплавов благородных и переходных металлов. Дисс. канд. физ.-мат. наук.- Томск, 1978. - 248 с.

172. Дементьев В.М., Козлов Э.В. Симметрия поверхности Ферми и структура упорядоченного состояния металлических сплавов // Методы расчета энергетической структуры и физических свойств кристаллов.- Киев: Наукова Думка, 1978. С. 38-44.

173. Вуль Д.А., Кривоглаз М.А. Электронная энергия и особенности упорядоченных систем с длинными периодами. I. Перестройка электронного спектра при образовании длиннопериодических структур и изменение электронной энергии // ФММ.- 1981.- Т.51.- С.231-245.

174. Вуль Д.А., Кривоглаз М.А. Электронная энергия металла, находящегося в поле периодического возмущающего потенциала // ФММ.- 1981.- Т.52.- С.1127-1140.

175. Буль Д.А., Кривоглаз М.А. Электронная теория сплавов с большим периодом / Ин-т металлофизики АН УССР.-Киев, 1981. 40 с. - Препринт ИФМ 17.81.

176. Гуфан Ю.М. Структурные фазовые переходы.- М.: Наука, 1982.- 303 с.

177. Гуфан Ю.М., Торгашев В.И. К теории длиннопериодических структур. Фазы Диммока // ФТТ.-1981.- Т.23.-В.4. С.1129-1135.

178. Кривоглаз М.А. О влиянии флуктуации параметров корреляции на рассеяние рентгеновских лучей и тепловых нейтронов твердыми растворами // ФММ.-1959.- Т.8.- №5.- С.648-666.

179. Вуль Д.А., Кривоглаз М.А. Параметры решеток и модули упругости упорядочивающихся сплавов замещения // Металлофизика.- 1985.- Т.7.-№3.- СЗ-12.

180. Вуль Д.А. Упругие деформации в длиннопериодических упорядоченных структурах // ФММ.- 1988.- Т.65.- №1.- С.66-73.

181. Вуль Д.А. Упругая энергия длиннопериодических упорядоченных структур // ФММ.- 1990.- №1.- С.27-33.

182. Вуль Д.А. Теория деформации кристаллической решетки при упорядочении сплавов замещения // Физика реальных кристаллов.- Киев: Наукова Думка, 1992. С .224-243.

183. Голосов Н.С., Потекаев А.И. Природа упорядоченных фаз с длинным периодом. Томск, 1978.- 18 е.-Деп. в ВИНИТИ 25.04.78, №1411-78.

184. Potekaev A.I. Simulation of the influence of external condition on long-period ordered phases. Influence of temperature//Phys. Stat. Sol. (a). 1992. - V.134.- P. 317-334.

185. Potekaev A.I., Egoruskin V.E., Golosov N.S. Formation of long period superstructures: phenomenological description // J. Phys. Chem. Sol. 1985.- V.46.-P.171-174. - '

186. Potekaev A.I., Egoruskin V.E., Golosov N.S. Formation of superstructures with long period // Phys. Stat. Sol. (a). 1986.- V.98.- P.345-349.

187. Потекаев А.И., Кулагина B.B. Моделирование упорядоченного сплава с нецелым длинным периодом // Известия ВУЗов. Физика.- 1989.- №12.- С.61-64.

188. Kittler R.C. Falicov L.M. Order-disorder transformations in noble-metal binary alloys //Phys. Rev.B. -1979.- 18,- 1.- P.527-528.

189. Kulik J., Fontaine D. Models of long-period superstructures // Phase Transform. Solids: Symp. Maleme-Chania, Crete. June-July 1983.- New York, 1984. P.225-230.

190. Livet F. Free energy of low temperature antiphase structures in a FCC nearest-neighbour antiferromagnetic Ising model by the Monte Carlo method // J. Phys. France. 1989. - 50. - P.2983-2990.

191. Chrzan D.C., Falicov L.M. Exactly soluble model for antiphase boundaries in binary ordering alloys // Phys. Rev.B.- 1989,- 40.- 12.- P.8194-8202.

192. Ceder G. De Graef M. Delaey L., Kulik J., Fontaine D. Gorsky-Bragg-Williams approach to the study of long-period superlattice phases in binary alloys // Phys. Rev.B.- 1989.-39.- 1.- P.381-385.

193. Mohri Т., Chang-Seok Oh, Takizawa S., Suzuki T. Theoretical investigation of the phase stability of intermetallic compounds by CVM and PPM // Intermetallics.- 1996. -4.-P.S3-S10.

194. Великохатный О.И., Еремеев C.B., Наумов И.И., Потекаев А.И. Длиннопериодические структуры в сплавах благородных металлов: новые аспекты // Известия ВУЗов. Физика. -2001.- № 2.- С. 11-23.

195. Хилл Т. Статистическая механика.- М.: ИЛ., I960.- 485 с.

196. Ролов Б.Н. Размытые фазовые переходы. Рига: Зиматне, 1972.- 311 с.

197. Парсонидж Н., Стейвли Л. Беспорядок в кристаллах.Ч.1.- М.:Мир, 1982.- 434 с.

198. Ремпель А.А., Гусев А.И. Соотношение ближнего и дальнего порядка в упорядочивающихся сплавах // ФММ.-1985.-Вып.5.- С. 847-854.

199. Ремпель А.А. Эффекты упорядочения в нестехиометрических соединениях внедрения.- Екатеринбург: Наука УрО, 1992. -232 с.

200. Morris D.G. Disordering study of copper-gold alloys with compositions close to 25% Au // Phys. Stat. Sol(a). -1975. -V.32. -P.145-156.

201. Brown G.T., Morris D.G., Smallman R.E. Disordering and reordering in Ni3Fe // Phil. Mag. -1976. -V.34. -№3. -P.43-57.

202. Mohri T. Theoretical study of spinodal disordering and disordering relaxation // Properties of Complex Inorganic Solids 2 / ed. Meike at al. Kluwer Academic- Plenum Publishers, 2000. P.123-138.

203. Mohri Т. Pseudo-critical slowing down within the claster variation method and the path probability method // Modelling Simul. Mater. Sci. Eng. 2000. - 8. - P.239-249.

204. Andrukhova O.V., Kozlov E.V., Dmitriev S.V., Starostenkov M.D. Possible mechanisms of atomic disorder in binary alloys // Phys. Solid State. 1999. -V.39.-№8.-P. 1292-1296.

205. Старостенков М.Д., Козлов Э.В., Андрухова O.B., Ломских Н.В., Гурова Н.М. Моделирование фазовых переходов беспорядок порядок и порядок-беспорядок //Вестник АлтГТУ им. И.И. Ползунова. -1999. -№1. -С.45-66.

206. Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов. Т. I. М.: Металлургиздат, 1962. - 606 с.

207. Вол А.Е., Каган И.К. Строение и свойства двойных металлических систем. T.III. -М.: Наука, 1976.-814 с.

208. Шанк Ф. Структуры двойных сплавов. М.: Металлургия, 1973. - 760 с.

209. Pearson W.B. Handbook of lattice spacing and structures of metals and alloys. — Oxford: Pergamon Press, 1958. 1446 p.

210. D'Heurle F.M., Gordon P. Energy changes and kinetics of isotermal ordering in Au3Cu // Acta Met. 1961. - 9. - P.304-314.

211. Wright P., Coddard K.F. Lattice parameter and resistivity study of order in the alloy CuAu3 // Acta Met. 1959. - 7. - P.757-761

212. Davies R.D., Funes A.J. X-ray of ordered in CuAu3 alloys // Acta Met. 1961. - 9. -P.978-979

213. Bronsveld P.M., Radelaar S. Domain growth in Au3Cu // J. Phys. Soc. Jap. -1975. -38. -№5. -P.1336-1341.

214. Warren B.E. .X-Ray studies of randomness in the copper-gold system // Trans. MSAIME.- 1965.-233.-P.1802-1810.

215. Ogawa S., Watanabe D. Diffraction study on the ordered alloy Au3Cu // J. Appl. Phys. 1951.-22.- P.1502-1508.

216. Cahn R.W. Atomic ordering and disordering of intermetallic phases // Acta Met. Sinica. -1995.- 8.- №4-6.- P. 261-272.

217. Тайлашев A.C. Старенченко C.B., Кушнаренко B.M. Голобоков Н.Н, и др. Фазовый переход порядок-беспорядок в бинарных сплавах на основе ГЦК // Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов.- Томск, 1978. С. 22-28.

218. Hirabayashi M. Existence of the superlattice CuAu3 // J. Phys. Soc. Jap. -1951. 6. -P.129-130.

219. Гинье А. Рентгенография кристаллов. М.: ФМ, 1961. - 602с.

220. Broddin D., Van Tendeloo G., Amerinckx S. The long-period superstructures in binary Аиз+xZn^x alloys: stability and off-stoichiometry effects // J. Phys. Condens. Matter. -1990.-2.-P. 3459-3477.

221. Koster W., Hummel R.E. Das zweistoffsystem gold-mangan bis zu 25 At.% Mn // Zeitschr. Mettallkde.- 1964.- 155. -4. -P. 175-179.

222. Koster W., Hummel R.E. Uber den einflu(3 von warmebehandlung und neutronenbetrhlung auf die elektrischen und magnetischen eigenschaften goldreicher gold-mangan-legierung // Zeitschr. Mettallkde. 1964. - 155. - 4. - P. - 179-185.

223. Morris D.P., Hughes J.L., Davies G. Ordering effects in the alloy Au3Mn // Phil. Mag. 1963.-8.-P. 1977-1980.

224. Sato H., Toth R.S., Shirane G., Cox D.E. Long period modulation of staking order in Au3Mn // J. Phys. Chem. Solids. 1966. -27. - P. 413-421.

225. Amelinskx S. The Study of ordered alloys by means of high resolution electron microscopy and electron diffraction // Chem. Scr. 1978-1979.-14.-1-5.-P.197-206.

226. Meyer A.J.P. Proprietes magnetiques de Au3Mn // Compt. Rend. 1957. - 244. -P. 2026-2031.

227. Meyer A.J.P. Proprietes magnetiques de Au4Mn // Compt. Rend. 1956. - 242. -P. 2315-2318.

228. Козлов Э.В., Дементьев В.М., Кормин Н.М., Штерн Д.М. Структура и стабильность упорядоченных фаз. Томск: Изд-во ТГУ, 1994. -17 с.

229. Голобоков Н.Н., Гранина Н.П. Исследование фазового превращения порядок-беспорядок с образованием сверхструктуры Z,l3 // Тез. докл. V Всес. совещ. по упорядочению атомов и влиянию упорядочения на свойства сплавов. Томск, 1976. С. 51.

230. Нестеренко Е.Г. Структура упорядоченных сплавов // Металлы. Электроны. Решетка. Киев: Наук, думка, 1975. С. 48-74.

231. Козлов Э.В. Теоретические и экспериментальные проблемы фазовых переходов порядок-беспорядок // Термодинамические свойства интерметаллических фаз. -Киев, 1982. С. 99-111.

232. Koster W., Nordskog Н. Das zweistoffsystem gold-vanadium // Zeitschr. Mettallkde. -1960. 51. — 7. - P.501-502.

233. Stolz E., Schubert K. Strukturuntersuchungen in einigen zu TVb1 gomologen und quasihomologen System // Zeitschr. Mettallkde. 1962. - 53. - 4. - P. 433-444.

234. Watanabe D. Study on the ordered alloys of gold-manganese system by electron diffraction // J. Phys. Soc. Jap. -1960. 15. - 7. - P. 1251-1257.

235. Harker D. The cristal structure of Ni4Mo // J. Chem. Phys. -1944.-V.12.-№7.-P315-317.

236. Ермолаев JI.A. Старенченко C.B., Козлов Э.В. Физические свойства и фазовый переход порядок и беспорядок в сплавах на основе золота // Упорядочение атомов и свойства сплавов.- Киев, 1979. С. 276-280.

237. Старенченко С.В., Штерн Д.М., Козлов Э.В. Фазовые равновесия и превращения вблизи состава АВ4 в системах Au-Ме // Диаграммы состояния в материаловедении: Сб.науч.тр.- Киев: Наукова думка, 1984. С. 206-209.

238. Старенченко С.В., Козлов Э.В. Уточненная диаграмма состояния системы Au-V вблизи состава Au4V // Стабильные и метастабильные фазовые равновесия в металлических системах.- М.: Наука, 1985. С. 60-64.

239. Старенченко С.В., Козлов Э.В. Исследование атомного упорядочения в сплаве Au4Cr // ФММ. -1986. -Т.61. Вып.6. -С. 1149-1151.

240. Козлов Э.В., Кушнаренко В.М., Штерн Д.М. Рентгеноструктурное исследование фазового перехода порядок-беспорядок в сплаве Ni4Mo // ФММ. 1978. - Т.46. -Вып.2. -С. 320-324.

241. Козлов Э.В., КушнаренкоВ.М. Исследование фазового перехода порядок-беспорядок в сплаве Ni4W// Известия ВУЗов. Физика. 1978. -№ 4. -С. 92-97.

242. Wachtel Е., Vetter U. Magnetische untersuchungen an gold-chrom-legirungen // Zeitschr. Mettallkde. 1961. - 52. - 8. - P.525-529

243. Tanner L.E., Clapp P.C., Toth R.S. Short-range order in Au-Mn Au-Cr alloys II Mat. Res. Bull. 1968. - 3. - P.855-529.

244. Kohgi M., Jamada Т., Kunitomi N. Mossbauer-study of ordered and disordered alloys // J. Phys. Soc. Jap. -1979. 28. - P.793-794.

245. Das S.K., Okamoto P.R., Fisher P.M.J. Short-range order in Ni-Mo, Au-Cr, Au-V and Au-Mn alloys // Acta Met. 1973. -21. - 7. - P.915-927.

246. Dutkiewicz J., Tomas G. High resolution study of ordering reactions in gold chromium alloys // Trans. Met. 1975. - 6. - 10. - P.1919-1928.

247. Das S.K., Tomas G. On structural interpretation of short-range order// Order-disorder . transformation in alloys.- Berlin: Ed. H. Warlimont, 1974. P. 332-343.

248. Порошин В.Г., Кулиш Н.П., Петренко П.В., Мельникова Н.А., Репецкй С.П. Строение ближнего порядка в сплаве Ni-11.8 ат. % Мо // ФММ. 1999. - 87. -№2. - С. 65-70.

249. Козлов Э.В., Кушнаренко В.М., Пушкарева Г.В. Исследование кинетики упорядочения и свойств сплава Ni4Mo // Доклады IV Всесоюзного совещания по упорядочению атомов и его влиянию на свойства сплавов.- Томск: Изд-во ТГУ, 1974.4.1. С.232-237.

250. Фурнэ Д. Упорядочение и твердые растворы // Устойчивость фаз в металлах и сплавах. М.: Мир, 1970. С. 270-291.

251. Ohno М., Mohri Т. Disorder-Z,l0 transition investigated by phase field method with CVM local free energy // Materials Transactions. 2001. - 42. -No.10. -P.l-9.

252. Ohno M., Mohri T. Phase field calculation with CVM free energy for a disorder-B2 transition // Mat. Scin. Eng. -2001. A312. - P.50-56.

253. Mohri T, Ichikawa Y., Suzuki T. Configurational kinetics for disorder — Xl2 transition studied by the path probability method // J. Alloys and Compounds. — 1997. -247. -P.98-103.

254. Андрухова O.B., Ломских H.B., Гурова H.M., Козлов Э.В., Старостенков М.Д. Особенности фазового перехода порядок-беспорядок, протекающего через двухфазную область // Известия ВУЗов. Физика. 2000. - Т.43. - №11 (Приложение). - С.5-10.

255. Гурова Н.М., Андрухова О.В., Ломских Н.В., Козлов Э.В., Старостенков М.Д. Исследование поведения антифазных границ в процессе разупорядочения // Известия ВУЗов. Физика. 2000. - 43. - №11 (Приложение). - С.11-14.

256. Старенченко C.B.j Козлов Э.В. Особенности структурного состояния сплавов выше Тк // Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах. ОМА-2002: Сб. тр. Международного симпозиума 4-7 сентября 2002. Сочи. Ч.Н. С.98-101.

257. Hytch M.J., Potez L. Geometric phase analysis of high-resolution electron microscopy images of antiphase domains: example Cu3Au // Phil. Mag. A. 1997-V.76-№6.-P. 1119-1138.

258. Hashimoto S., Iwasaki H. Microdomain model analysis for the short- range order diffuse scattering from quenched CuAu and CuPt alloys // Moduleted structure. Int. Conf., Kailna Kona, Haw., New York, 1979. P. 283-285.

259. Dienes G.J. Kinetics of order-disorder transformations //Acta Met.-1955.- 3.- 10.- P. 549-557.

260. Vineyard G.H. Theory of order-disorder kinetics // Phys. Rev. -1956. 102. - 4. - P. 981-992.

261. Zee R., Wilkes P. The radiation-induced transformation in Cu3Au // Phil. Mag.- 1980. -42.-42.-P. 463-482.

262. Grosbras P., Eymery J.P., Moine P. Nature de la transformation desordre-ordre dans les alliages fer-cobalt. Influence de 1'addition de vanadium // Acta'Met.-1976.-V.24.-P.189-196.

263. Clegg D.W., Buckley R.A. The disorder-order transformation in iron-cobalt-based alloys//Met. Science J.-1973,-V.7.-P.48-54.

264. Buckley R.A. Microstructure and kinetics of the ordering transformation in iron-cobalt alloys, FeCo, FeCo-0.4%Cr, FeCo-2.5%V // Met. Science J.-1975.-V.9.- P. 243-247.

265. Van Tendeloo G., Amelinckx S., Jeng S.J., Wayman C.M. The initial stages of ordering in CuAul and CuAuII // J. Mater. Science.-1986. V.21. - P. 4395-4402.

266. Poquette G.E., Mikkola D.E. Antiphase domaim growth in Cu3Au // Trans, of Metall. Soc. AIME.-l 969.-V. 245.-P. 743-751.

267. Rase C.L., Mikkola D.E. Effect of excess Au on antiphase domain growth in Cu3Au // Metal. Trans. A.-1975. V.6A.-P.2267-2271.

268. Ardell A.J., Mardesich N., Wagner C.N.J. Antiphase domain growth in Cu3Au: quantitative comparison between theory and experiment // Acta Met. — 1979. 27. -P. 1261-1269.

269. Sauthoff G. Growth kinetics and size distribution of ordered domains in Cu3Au // Acta Met.- 1973.-21.-P. 273-279.

270. Morris D. G., Brown G.T., Piller R.C., Smallman R.E. Ordering and domain growth in Ni3Fe// Acta Met.-1976.-V.24.-P. 21-28.

271. Lentimaki V., Maki J., Hovi V. Domain growth in long period ordered Ag3Mg(Zn)// Annaled academiae scientiarum fennicae. Physica.-1975.-AVI.-P.3-9.

272. Guymont M., Gratias D. The structure of the ordered Ag3Mg: an ordinary long -period alloy as opposed to periodically antiphased alloys // Acta Cryst.-1979.-A 35.-P.181-188.

273. Макарова Л.И. Развитие и применение методов химической кинетики для анализа процесса упорядочения в сплавах. Дисс. . канд. физ.-мат. наук. -Томск, 1984.- 235 с.

274. Ling Fu-Wen, Starke Е.А. The kinetics of order-disorder transformations // Scripta Met. -1971. 5. - P. 741-748.

275. Kingetsu Т., Yamamoto M., Nenno S. Nucleation of the Dla type ordered phase in the near-surface of A4B alloy // Surface Science.-1985.- V.154.-P.189-211.

276. Pfeiler W. Investigation of short-range order by electrical resistivity measurement // Acta Met. 1988. - 36. - 9. - P. 2417-2434.

277. Fultz B. The kinetic stability of alloys having periodic minimal surface microstructures // Phil. Mag. A. 1994.- V.70.- №4.- P. 607-619.

278. Vaks V.G., Beiden S.V., Dobretsov V.Yu. Mean-field equations for configurational kinetics of alloys at arbitrary degree of nonequilibrium // Pisma- v ZhETF.-1995.-V. 61.-P. 65-70.

279. Dobretsov V.Yu., Vaks V.G., Martin G. Kinetic features of phase separation under alloy ordering //Phys. Rev. B.-1996.-V.54.-P. 3227-3239.

280. Belashchenko K. D., Vaks V.G. Replication of interphase boundaries under spinoidal decomposition // Phys. Let.-1996.-A 222.-P.345-348.

281. Dobretsov V.Yu., Martin G., Soisson F., Vaks V.G. Effects of the interaction between order parameter and concentration on the kinetics of antiphase boundary motion // Europhys. Lett.-1995.-V.31.-P.417-422.

282. Вакс В.Г., Самолюк Г.Д. О точности различных кластерных методов при описании фазовых переходов упорядочения в ГЦК-сплавах // ЖЭТФ.-1999.-Т.115.-С.158-179.

283. Фельдман Э.П., Стефанович Л.И. Кинетика однородного и неоднородного упорядочений при фазовых переходах второго рода // Письма в ЖЭТФ. 1996.-Т.бЗ.-Вып. 12.-С. 933-937.

284. Стефанович Л.И., Фельдман Э.П. Кинетика формирования и роста антифазных доменов при фазовых переходах второго рода // ЖЭТФ.-1998.-Т. 113.-С.228-239.

285. Фельдман Э.П., Стефанович Л.И. Кинетика однородного и неоднородного упорядочения при фазовых переходах второго рода // Письма в ЖЭТФ.-1996.-Т.63.-С.933-937.

286. Стефанович Л.И., Фельдман Э.П. Кинетика упорядочения, доменизации и разупорядочения при фазовых переходах первого рода // Металлофизика и новейшие технологии. 1997. - Т. 19. - С.3-13.

287. Кукушкин С.А., Осипов А.В. Метод малого параметра в кинетике фазовых переходов первого рода// ФТТ. 1996. - Т.38. - №2.- С.443-451.

288. Kozubski R. Long-range order kinetics in Ni3Al based intermetallic compounds with LI2- type superstructure. // Progress in Materials Science.-1997.-V.41.-P. 1-59.

289. Yodogawa M.,Wee D., Oya Y., Suzuki T. The morphology of the antiphase domains of Cu3Pt and СизАи-Ni alloys // Scripta Met.-1980. V. 14. - P. 849 -854.

290. Perre G., Goeminne H., Ceerts R., Plannen L. The nature and growth of the Cu3Au II -Phase an X-ray diffraction investigation // Acta Met.- 1974.- V.22.- №2.- P.227-237.

291. Jones F.W., Sykes C. // Proc. Roy. Soc. (London) -Ser.A -1938.-V.166.-P. 376 1936.-V. 157.-P. 213.

292. Jaumot F.E., Sawazky A. An isotermal anneal study of quenched and cold-worked copper-palladium alloys // Acta Met.-1956.-V.4. P.l 18-126.

293. Ward A.L., Mikkola D.E. A dffraction study of the annealing of cold-worked Cu3Au // Met. Trans. 1972. V.3. - P.1479-1485.

294. Сюткина В.И., Голикова Н.Н. Стабильность дислокационного каркаса в упорядоченных сплавах палладий-медь и палладий-медь-золото со сверхструктурой В2 // ФММ.-1996.-Т. 82.-Вып.2.-С. 91.

295. Старенченко С.В., Замятина И.П., Сизоненко Н.Р., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Изучение кинетики упорядочения сплавов Cu-Pt // Известия ВУЗов. Физика.- 2000.- №11. Приложение. -С.225-229.

296. Старенченко С.В., Замятина И.П., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Изучение кинетики упорядочения в деформированном сплаве Cu-22 ат.% Pt // Вестник ТГУ. 2000. Т.5. Вып. 2-3. С.218-220.

297. Дамаск А., Дине Д. Точечные дефекты в металлах.-М.: Мир, 1966. 292 с.

298. Fu-Wen Ling, Irani R.S., Cahn R.W. Ordering kinetics of cold-worked IsfyMo // Material Science and Engeneering. 1974.-V. 15.- P. 181-186.

299. Goeminne H., Perre G., Hens R., Plannen J. Formation and growth of the Cu3Au II in deformed matrix // Acta Met-1974. V.22. - P.725-731.

300. Антонова O.B., Бояршинова T.C., Волков А.Ю., Гринберг Б.А., Песина З.М.,

301. Саханская И.Н., Юг Ж. Эволюция микроструктуры сплава CuAu при упорядочении после холодной деформации// ФММ.- 1996.- Т.82.-Вып.5.-С.142-153.

302. Corey C.L., Potter D.I. Recovery processes and ordering in N13AI // J. Appl. Phys. 1967.-V.38.-P. 3894-3900.

303. Куранов A.A., Саханская И.Н., Тейтель Е.И., Литвинов B.C. Кинетика упорядочения и структурные изменения при отжиге деформированного сплава NiPt // ФММ.-1982.-Т.54.-Вып.4.- С.731-734.

304. Malagelada J., Surinach S., Baro M.D., Gialanella S., Cahn R.W. Kinetics of ordering in Ni3Al based alloys disordered by ball-milling // Materials Scince Forum. V. 88-90 (1992). P. 497-504.

305. Ивенс А., Роулингс Р. Термически активированная деформация кристаллических материалов // Термически активированные процессы в кристаллах.- М.:Мир, 1973. С. 172-206.

306. Старенченко С.В., Сизоненко Н.Р., Козлов Э.В. Рентгеноструюурное исследование кинетики упорядочения в сплаве Аи4Сг // Известия ВУЗов. Физика.-1991.- № 12.- С. 98-105.

307. Старенченко С.В., Сизоненко Н.Р., Козлов Э.В. Кинетика возникновения дальнего порядка из ближнего порядка в сплаве Аи4Сг // Кинетика и термодинамика пластической деформации: Межвуз. сб.- Барнаул, 1990. С. 45-51.

308. Старенченко С.В., Сизоненко Н.Р., Козлов Э.В. Фазовые равновесия и неравновесные состояния в сплавах Аи4Ме И Диаграммы состояния в материаловедении.-Киев: ИМП, 1991. С.94-99.

309. Старенченко С.В., Сизоненко Н. Р., Козлов Э.В. Изучение кинетики упорядочения в сплаве Au4Zn // Изв. ВУЗов. Физика 2002.-№8 (Припожение).-С.5-11.

310. Сюткин П.Н., Сюткина В.И., Яковлева Э.С.Влияние фазового наклёпа на механические свойства упорядоченного сплава CuAu // ФММ. 1970. - Т.29.-Вып.5.- С. 1069-1073.

311. Кристиан Д. Теория превращений в металлах и сплавах. М.: Мир, 1978. 806 с.

312. Суханов В.Д., Бояршинова Т.С., Шашков О.Д. Прерывистый распад и упорядочение в сплавах Ni2V-Cu // ФММ.- 1986. Т.62.-Вып. 6. - С. 1162-1170.

313. Суханов В.Д., Бояршинова Т.С. Непрерывные комплексные реакции упорядочения и распада в стареющих сплавах на основе СизАи // ФММ. 1991. -№9. - С.124-131.

314. Суханов В.Д., Бояршинова Т.С., Шашков О.Д Влияние упорядочения на распад пересыщенного твердого раствора в сплаве Ni2V-Be // ФММ. -1993. -№3. С.69-73.

315. Старенченко С.В., Сизоненко Н.Р., Козлов Э.В. Структура дальнего и ближнего порядка при термическом разупорядочении в сплаве с длинным периодом Au4Zn // Известия ВУЗов. Физика. 1997. - № 8. - С. 56-62.

316. Кривоглаз М.А. Диффузное рассеяние рентгеновских лучей и нейтронов на флуктуационных неоднородностях в неидеальных кристаллах.-Киев: Наукова думка, 1984.-288 с.

317. Савин О.В., Степанова Н.Н., Акшенцев Ю.Н., Баум Б.А., Барышев Е.Е. Структура и свойства Ni3Al, легированного третьим элементом. II. Кинетика упорядочения // ФММ.-2000.-Т.90.-№1.-С.66-71.

318. Шульце Г. Металлофизика. М.: Мир, 1971. 503 с.

319. ТомсонМ. Дефекты и радиационные повреждения в металлах. М.:Мир, 1971.-367с.

320. Васильев JI.H., Каминский В.В., Лани Ш. Деформационный механизм возникновения фазового перехода при полировке образцов SmS // ФТТ.-1997.-Т.39.-№3.- С.577-579.

321. Дерягин А.И. Влияние дефектов структуры пластически деформированных металлов и сплавов на их магнитные свойства // Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений. Тамбов, 1996. С. 132-134.

322. Егоров В.М., Смирнов Б.И., Шпейзман В.В. и др. Изменение параметров фазового перехода при Т=250-260 К в монокристаллах С60 в результате механического сжатия // ФТТ.- 1996.- Т.38.-№7.- С. 2214-2219.

323. Ермаков А. Е., Юрчиков Е. Е., Баринов В. А. Магнитные свойства аморфных порошков сплавов системы Y Со, полученных механическим измельчением // ФММ.- 1981.- Т. 52.-№6.-С. 1184- 1193.

324. Lee J., Choi W., Kim Y., Lee J. Transformation characteristics of hidrogen-induced amophization of the ordered Zr3Al phase // Acta Met. Mater. 1991. - 39. - No7. - P. 1693-1701.

325. Gaffet E. Structural investigation of mechanically alloyed (NiAl)l-x (M)x (M=Fe,Zr) nanocrystalline and amorphous phases // NanoStructured Materials.-1995.-V.5.-14. -P. 393-409.

326. Jang J.S.C., Koch C.C. Amorphization and disordering of the Ni3Al ordered intermetallic by mechanical milling // J. Mater. Res.-1990.-V.5.-№3.-P.498-510.

327. Варлимонт X., Дилей Л. Мартенситные превращения в сплавах на основе меди, серебра и золота. М.:Наука, 1980. - 206 с.

328. Shimizu К., Sakamoto Н., Otsuka К. Phase diagram associated with stress=1nduced martensite transformation in Cu-Al-Ni alloy // Scr. met.-1978.- V.12.- № 9.-P. 965-972.

329. Мартынов B.B., Хандрос Л.Г. Сверхупругая деформация, обусловленная рядом последовательных мартенситных переходов // ФММ.-1981,- Т. 51.- Вып. З.-С. 603-608.

330. Буйнова JI. Н., Сюткина В. И., Шашков О. Д., Яковлева Э. С. Механизм упрочнения сплавов с периодической антифазной доменной структурой // ФММ.-1970.- Т. 29.- Вып. 6.-С. 1221 1230.

331. Буйнова Л. Н., Сюткина В. И., Шашков О. Д., Яковлева Э. С. Деформация сплавов с периодической антифазной доменной структурой // ФММ.-1972.-Т. 34.-Вып. 3.-С. 561 -573.

332. Буйнова Л. Н., Сюткина В. И., Шашков О. Д. Причина возникновения дефектов упаковки в упорядоченных сплавах // ФММ.-1975.-Т. 40.-Вып.1. С. 180 - 187.

333. Буйнова Л. Н., Кобытев В. С., Попов Л. Е., Старенченко В. А. Дислокационная структура упорядоченного сплава Ni3Ga // ФММ.-1982.- Т.53.-Вып.6 С. 1209 -1218.

334. Попов Л.Е., Буйнова Л.Н., Кобытев B.C., Старенченко В. А. О деформационных нарушениях атомного порядка в сплаве Ni3Ga // Металлофизика.-1985.-Т. 7.-№5. -С. 56-63.

335. Конева Н.А. Эволюция дислокационной структуры, стадийность деформации и напряжения течения моно- и поликристаллов ГЦК однофазных сплавов // Дисс. . .доктора физ-мат. наук.- Томск, 1987. с.

336. Конева Н.А., Перов Г.А., Козлов Э.В., Попов Л.Е. Некоторые особенности дислокационной структуры упорядоченного сплава Ni3Mn // ФММ.-1976.-Т.42.-Вып.3.-С.624-630.

337. Конева Н.А., Козлов Э.В., Попов Л.Е., Перов Г.А.,Теплякова Л.А., Шаркеев Ю.П. Антифазные границы скольжения и конфигурация дислокаций в упорядоченном сплаве // Известия ВУЭов.Физика.-1973.-№2.-С 136-138.

338. Сюткина В.И., Волков А.Ю. Формирование прочностных свойств упорядоченных сплавов // ФММ.-1992.-№2.-С. 134-146.

339. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Старенченко С. В. Влияние температуры на разрушение монокристаллов N^Ge. // Пластическая деформация сплавов: Сб. статей / Под ред. Попова JI. Е., Коневой Н. А. Томск: Изд-воПУ, 1986. С. 210-218.

340. Dehlinger U., Graft L. Uber umwandungen von festen metallphasen. I. Die tetragonale gold-kupferlegierung AuCu // Zeitschr.fur Physik. 1930.-Bd. 64.- P 359-377.

341. Dahl O. Kaltverformung und erholung bei legierungen mit geordneter atom verteilung // Zeitschr. fur Metallkunde.- 1936.- Bd. 28.- Heft 5.- S. 133 138.

342. Linde J.O. Rontgenographische und elektrische untersuchungen des CuPt-systems // Annalen der Physik.-1937.- Folge 5.- Bd. 30.-P. 151-164.

343. Лившиц Б.Г., Равдель М.П. Электрическое сопротивление сплавов Ni3Fe содержащих молибден //Доклады АН СССР.- 1953.-Т.ХСШ.-№6.-С. 1033-1035.

344. Jaumot F.E., Sawatzky A. Order-disorder and cold-work phenomena in Cu-Pd alloys // Acta Met.-1956.-V.4.-№2.-P. 127-144.

345. Яковлева Э.С., Сюткина В.И., Шашков О.Д. Деформация упорядоченных с периодической антифазной доменной структурой // Структура и механические свойства металлов и сплавов: Тр. ИФМ УрО АН СССР. 1975. Вып.30. С. 55-76.

346. Буйнова Л. Н., Сюткина В. И., Шашков О. Д., Яковлева Э. С. Влияние размера доменов на свойства меднопалладиевых сплавов // ФММ.- 1972.- Т.ЗЗ.-Вып. 6. -С.1195-1206.

347. Ellis F.V., Mohanty G.P. Strain induced transformation in Cu0.6Pd0.4 alloy // Scripta met. 1970.- 4.- P.929-930.

348. Клопотов А.А., Тайлашев A.C. Исследование структурного превращения B2->A1 при пластической деформации сплава Си-40 ат.% Pd // Дислокационная и доменная структура и деформационное упрочнение сплавов.- Томск: Изд-во ТГУ, 1984. С.116-118.

349. Дубовой А.Г., Залуцкий В.П., Нестеренко Е.Г., Чумаченко В.К. Структура пластически деформированного сплава железо-кобальт-ванадий // ФММ.-1974.-Т.38.-Вып.1.-С.126-131.

350. Ермаков А.Е., Сорокина Т.А., Цурин В.А. и др. Влияние пластической деформации на структурные особенности и магнитные свойства сплава FePt // ФММ.- 1979.- Т. 48.-№6.-С. 1180- 1188.

351. Елсуков Е.П., Баринов В.А., Галахов В.Р., Юрчиков Е.Е., Ермаков А.Е. Переход порядок беспорядок в сплаве Fe3Si при механическом измельчении // ФММ.-1983.- Т. 55.- Вып. 2. - С. 337-340.

352. Bakker Н., Zhou G.F., Yang Н. Mechanically driven disorder and phase transformations in alloys //Progress in Materials Science.-V.39. -1995.-P.160-238.

353. Gialanella S., Lutterotti L. On the measure of order in alloys // Progress in Materials Science.-1997.-V.42.-P. 125-133.

354. Morris D.G, Benghalem A. Dislocations, defects and disorder during mechanical milling // Int. Symposium on metastable, mechan. alloyed and nanocrystalline materials. 27 june -1 july 1994- Grenoble, 1994.

355. Borner I., Eckert J. Grain size defects and consolidation in ball-milled nanocrystallite NiAl // Sci. Forum, Trans. Tech. Publ. 20-24 May 1994- Rome, 1994.

356. Dadras M.M., Morris D.G. Mechanical disordering of Fe-28%Al-4%Cr alloy // Scripta Metall. et Mater. -1993.-V.28.-P. 1245-1250.

357. Pochet P., Tomilez E., Chaffron L. and Martin G. Order-disorder transformations in Fe-Al under ball-milling // The American Physical Review В.- 1995.- V.52.- №6- P. 4006-4016.

358. Pochet P., Chaffron L. and Martin G. Kinetics of the ball-milling indused order-disorder transformation in FeAl // Materials Sci. Forum 1995. V.179-181. P.91-96.

359. Varin R.A., Bystrzycki J., Calka A. Mechanical disordering of cubic intermetallics by unconventional methods of cold-work and their reordering upon annealing // Mat. Res. Soc. Symp. Proc. 1999. V.552.

360. Bakker H, Di L.M. Atomic disorder and phase transitions in intermetallic compounds by high energy ball milling // Materials Science Forum 1992. V.88-90. P.27-34.

361. Козлов Э.В., Тайлашев A.C., Штерн Д.М., Клопотов А.А. Превращение порядок -беспорядок в сплаве Ni3Fe // Известия ВУЗов. Физика.-1977.-№5.-С. 32-39.

362. Козлов Э.В., Тайлашев А.С. Превращение порядок-беспорядок в сплаве Ni3Mn стехиометрического состава // ФММ.-1977.-Т.43.-С. 610-613.

363. Козлов Э.В, Тайлашев А.С., Сазанов Ю.А. и др. Исследование упорядоченного состояния сплава Cu3Pt с периодическими антифазными границами // Структурный механизм фазовых превращений металлов и сплавов. М.: Наука, 1976. С.146-149.

364. Старенченко С.В., Сизоненко Н.Р., Замятина И.П., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Влияние деформации на структуру упорядоченного и разупорядоченного сплава, близкого к Au3Cu // Порошковая металлургия.- 1997.- №3/4.- С. 33-37.

365. Starenchenko S.V., Kozlov E.V., Starenchenko V.A. X-ray study of the order -disorder transformation by the plastic deformation // 42 Advances in Structure Analysis.- Ed. R. Kuzel, J. Hasek. CSCA. Praha, 2000. ISBN: 80 901748 - 5 - x, P. 449-455.

366. Starenchenko S.V., Kozlov E.V., Starenchenko V.A. The effect of the temperature and the plastic deformation on the order — disorder transformation Л Металлофизика и новейшие технологии.-1999.- Т. 21.- № 9. С. 29 - 35.

367. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Жуковский С.П., Козлов Э.В. Эволюция дислокационной структуры и стадии пластического течения поликристаллического железо-никелевого сплава // ФММ. -1985. -Т. 60. -Вып.1.- С. 171-179.

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

369. Luft A. Microstructural processes of plastic instabilities in strengthened metals.-Progr. Mat. Science.-1991.- V.35.- P. 97-204.

370. Панин B.E., Гриняев Ю.В., Данилов В.И. и др. Структурные уровни пластической деформации и разрушения.- Новосибирск: Наука. Сиб. отд-ние, 1990.-255 с.

371. Mikkola D.E., Cohen J.B. The substructure of Cu3Au after tensile deformation and shock loading-Acta Met.-1966.- V.14.-P. 105-109.

372. Тришкина Л.И., Попов C.H., Подковка В.П., Конева Н.А. Дислокационная структура и деформационное упрочнение сплава Pd3Fe // Дислокационная и доменная структура и деформационное упрочнение сплавов.-Томск: Изд-во ТГУ, 1984. С. 14-27.

373. Старенченко С.В., Замятина И.П., Старенченко В.А. Деформационное воздействие на состояние дальнего атомного порядка крупнокристаллического Ni3Al и монокристаллического Ni3Fe сплавов // Изв. ВУЗов. Физика 2002.-№8 (приложение).-С. 12-20.

374. Старенченко В.А., Старенченко С.В., Теплякова JI.A., Замятина И.П., Пантюхова О.Д., Куницына Т.С., Козлов Э.В., Конева Н.А. Деформационное разрушение дальнего порядка в монокристаллах сплава Ni3Fe // Известия ВУЗов. Физика. 2003 (в печати).

375. Куницына Т.С., Теплякова Л.А., Конева Н.А. Эволюция дислокационной структуры в монокристаллах сплава Ni3Fe, ориентированных для одиночного скольжения // Субструктура и механические свойства металлов и сплавов.-Томск: Изд-во ТЛИ, 1988. С. 48 54.

376. Теплякова Л.А., Конева Н.А., Лычагин Д.В., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. // Известия ВУЗов. Физика. 1988 - №2 - С. 18-24.

377. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Теплякова Л.А., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Полосовая субструктура в ГЦК однофазных сплавах .// Дисклинации и ротационная деформация твердых тел. - Л.: ФТИ, 1988. С. 103 - 113.

378. Куницина Т.С., Пауль А.В., Теплякова Л.А., Конева Н.А. Эволюция дислокационной структуры, упрочнение и разрушение сплавов.- Томск: Изд-во ТГУ, 1992. С. 13-24.

379. Stoeckinger G.R., Neuman J.P. Determination of the order in the intermetallic phase Ni3Al as function of temperature// J. Appl. Cryst. 1970. -V.3.- P.32-38.

380. Aoki К., Izumi О. Defect Structures and Long-Flange-Order Parameters in Off-Stoichiometric Ni3Al // Phys. Stat. Sol. (a). 1975. 32. P. 657-664.

381. Савин O.B., Степанова H.H., Родионов Д.П., Акшенцев Ю.Н., Сазонова В.А., ТурханЮ.Э. Рентгеновское исследование кинетики упорядочения в Ni3Al, легированном третьим элементом Ni3Al //ФММ.-2000.-Т.90.-№2.-С.50-56.

382. Корзников А.В., Корзникова Г.Ф., Идрисова С.Р., Пакила 3., Фаудот Ф. Влияние небольших добавок бора на структурную эволюцию нанокристаллического Ni3Al в процессе термической обработки // ФММ.-1999.-Т.87.-№6.-С.80-86.

383. Старенченко В.А. Абзаев Ю.А. Старенченко С.В. Влияние температуры на механические, характеристики и дислокационную структуру сплава Ni3Ge // Тез. докл. 11-го совещани по тепловой микроскопии.- Москва, 1986. С.31-32.

384. Старенченко С.В., Замятина И.П., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Фазовый переход порядок-беспорядок в сплаве Cu3Pd, индуцированный пластической деформацией // Известия ВУЗов. Физика.- 2000.- № 8.- С.3-9.

385. Сюткин П.Н., Сюткина В.И., Яковлева Э.С. Самопроизвольное растрескивание сплава CuAu при упорядочении //ФММ.-1969.- Т.27.- Вып.5.- С. 904-909.

386. Старенченко С.В., Сизоненко Н.Р., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Деформационное разупорядочение сплава Au4Zn // ФММ.-1996.-Т.81.-Вып.1.-С.84-90.

387. Betteridge W. Relation between the degree of order and the lattice parameter of Cu3Au // J. Inst. Met.- 1949.- V.75.- P. 559-570.

388. Конева H. А., Лычагин Д. В., Теплякова Л. А., Козлов Э. В. Дислокационно-дисклинационные субструктуры и упрочнение. // Теоретическое и экспериментальное исследование дисклинаций. Л.: ФТИ, 1986. С. 116 - 126.

389. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Козлов Э.В., Шпейзман В.В., Николаев В.И., Смирнов Б.И. Эволюция дислокационной структуры при деформации монокристаллов сплава Ni3Ge разной ориентации // ФТТ.- 1998.-Т.40.- № 4. С. 672 — 680.

390. Лычагин Д.В. Развитие дислокационной структуры и природа стадийности кривых деформационного упрочнения упорядочивающегося сплава Ni3Fe // Дисс. . канд. физ.-мат. наук,- Томск, 1987.- 238 с.

391. Старенченко В.А., Старенченко С.В., Колупаева С.Н., Панттохова О.Д. Генерация точечных дефектов в сплавах со сверхструктурой Ь\2 П Известия ВУЗов. Физика.- 2000.- № 1.- С. 66-70.

392. Старенченко С.В., Старенченко В.А. Механизмы деформационного разрушения атомного дальнего порядка в упорядоченных сплавах с ГЦК решеткой // Науч. тр. 1-ого Международного семинара «Актуальные проблемы прочности» им.

393. В.А. Лихачева и XXXIII семинара «Актуальные проблемы прочности». -Новгород, 1997. Т.2. 4.2. С. 373-377.

394. Старенченко В.А., Пантюхова О.Д., Старенченко С.В., Колупаева С.Н. Деформационное разрушение дальнего атомного порядка в £12-сплавах, связанное с генерацией сверхдислокаций // Известия ВУЗов. Физика.- 2000.-№12.-С. 29-34.

395. Старенченко В.А., Пантюхова О.Д, Старенченко С.В., Колупаева С.Н. Деформационное разрушения дальнего атомного порядка в XI2 сплавах, связанное с переползанием краевых дислокаций // Вестник ТГУ. 2000. Т.5. Вып. 2-3. С.270-272.

396. Старенченко В.А., Пантюхова О.Д, Старенченко С.В., Колупаева С.Н Разрушение дальнего атомного порядка в Z,l2 сплавах, обусловленное точечными дефектами // МфиНТ.- 2001.- Т.23.- №10.- С. 1343-1355.

397. Старенченко В.А., Пантюхова О.Д, Старенченко С.В. Моделирование процесса деформационного разрушения дальнего порядка в сплавах со сверхструктурой Lh // ФТТ.- 2002.- Т.44.- Вып.5.- С. 950-957.

398. Старенченко В.А., Пантюхова О.Д., Старенченко С.В., Колупаева С.Н. Деформационное разрушение дальнего атомного порядка в 1Л2-сплавах, связанное с переползанием краевых дислокаций // Вестн. ТГУ. 2000. Т.5. Вып.2-3. С. 270-272.

399. Старенченко В.А., Пантюхова О.Д., Старенченко С.В. Механизмы разрушения дальнего атомного порядка в сплавах со сверхструктурой L\2 при пластической деформации // Изв. ВУЗов. Физика. 2002. - № 8. (Приложение) - С. 68-74.

400. Cottrell А. Н. Seminar on relation of properties to microstructure Amer. Soc. Metals. Cleveland, 1955. P. 151-156.

401. Попов JI.E., Конева H.A., Ковалевская T.A., Перов Г.А. Диссоциация сверхдислокаций в упорядоченных сплавах со сверхструктурой Ll2 на одиночные дислокации в процессе пластической деформации // Известия ВУЗов. Физика.- 1978.-№2.-С. 102-110.

402. Попов Л.Е., Конева Н.А., Перов Г.А., Ковалевская Т.А. Диссоциация сверхдислокаций и механизм пластической деформации упорядоченных сплавов со сверхструктурой Ll2 II Известия ВУЗов. Физика.- 1978.- № 3. С. 90 — 93.

403. Васильев Л.И., Орлов А.Н. О механизмах упрочнения упорядочивающихся сплавов//ФММ.- 1963.- Т. 15.-Вып. 4.-С. 481 -485.

404. Vidoz A.E., Brown L.M. On work hardening in ordered alloys // Phil. Mag.- 1962.-V. 7.-№79.-P. 1167- 1175.

405. Попов JI.E. О торможении сверхдислокаций с порогами в сверхструктуре Ы2 II Известия ВУЗов. Физика.- 1967.- № 11. С. 32 - 40.

406. Хирш. П.Б. Структура и механические свойства металлов. М.: Металлургия, 1967. С. 42 74.

407. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Общие закономерности пластической деформации в сверхструктурах типа D03 // Упорядочение атомов и свойства сплавов,- Киев: Наукова Думка, 1979. С. 242 245.

408. Chou С.Т., Hirsch Р.В. Antiphase domain boundary tubes in plastically deformed ordered Fe -30,5 at % A1 alloy //Phil. Mag.- 1981.- V. 44.- P. 1415 1419.

409. Глезер A.M. Трубки антифазных границ в сверхструктурах на базе ОЦК решетки: экспериментальное наблюдение и возможный вклад в деформационное упрочнение // ФММ.- 1984.- Т. 58,- Вып. 4. С. 786 - 794.

410. Косевич А. М. Дислокации в теории упругости.- Киев: Наукова Думка, 1978.-19 с.

411. Koehler J.S., Seitz F J. // J. Appl. Mech.- 1947. -V. 14.- P. 217.

412. Marcinkowski M.J., Brown N., Fischer R.M. Dislocation configurations in AuCu3 and AuCu types superlattices //Acta. Met.- 1961.- V. 9.- P. 129 137.

413. Старенченко B.A., Абзаев Ю.А., Черных Л.Г. Феноменологическая теория термического упрочнения сплавов со сверхструктурой Ы2 И Металлофизика.-1987.-Т. 2,-№9.-С. 22-28.

414. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А. Накопление дислокаций и термическое упрочнение в сплавах со сверхструктурой Ы2 И ФТТ.- 1999.- Т. 41.-Вып. 3. С. 454 — 460.

415. Попов Л.Е., Кобытев B.C., Ковалевская Т.А. Пластическая деформация сплавов. М.: Металлургия, 1984. - 182 с.

416. Попов Л.Е., Пудан ЯЛ., Колупаева С.Н., Кобытев B.C., Старенченко В.А. Математическое моделирование пластической деформации. Томск: Изд-во ТГУ, 1990.- 184 с.

417. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А. Модель термического упрочнения в сплавах со сверхструктурой Ll2 II Вестн. Тамбовского ун-та. 1998. Т. 3. Вып. 3. С. 260-262.

418. Колупаева С.Н., Старенченко В.А., Попов JI.E. Неустойчивость пластической деформации кристаллов. Томск: Изд-во ТГУ, 1994.- 301 с.

419. Gurov К.Р., Tsepelev А.В. The kinetics of radiation point defect accumulation in metals during irradiation //Nuclear Materials- 1991- 182.- P. 240 -246

420. Конева H.A., Козлов Э.В. Закономерности субструктурного упрочнения // Известия ВУЗов. Физика 1991.-№3.-С. 56-70

421. Старенченко В.А., Абзаев Ю.А., Конева Н.А., Козлов Э.В. Термическое упрочнение и эволюция дислокационной структуры монокристаллов сплава Ni3Ge // ФММ.- 1989.- Т. 68.- Вып. 3. С. 595 - 601.

422. Старенченко В.А., Колупаева С.Н., Коцюрбенко А.В. Математическое моделирование разориентированных структур при деформации ГЦК -материалов // Заводская лаборатория.-1995.- № 8. С. 28 - 35.

423. Старенченко В.А., Колупаева С.Н., Коцюрбенко А.В. Моделирование формирования разориентированных структур при деформации ГЦК -материалов // Металловедение и термическая обработка металлов.-1998,- № 4. -С. 9-12.

424. Старенченко В.А., Шалыгина Т.А., Шалыгин И.И., Попов Л.Е. Модель упрочнения и динамического возврата монокристаллов с ГЦК структурой. Томск, 1989. -34 е.- Деп. в ВИНИТИ 29.11.89, №7677 89.

425. Терентьева И.А. Кинетика пластической деформации упорядочивающихся сплавов: Автореф. дисс. . канд. физ. мат. наук. - Томск, 1990. - 21 с.

426. Пудан Л.Я., Терентьева И.А., Старенченко В.А., Попов Л.Е. Теоретическое описание атомного упорядочения в процессе деформации сплавов со сверхструктурой Z,l2 // Известия ВУЗов. Физика.- 1989.- № 5. С. 113 - 115.

427. Старенченко В.А., Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В., Козлов Э.В. Термическое упрочнение монокристаллов сплава Ni3Ge // ФММ.- 1995.-Т.79.-№1.-С. 147-155.

428. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Николаев В.И., Шпейзман В.В., Смирнов Б.И. Ориентационная зависимость термического упрочнения монокристаллов сплаваNi3Ge // ФТТ.-1996-Т38.-№ 10.-С.3050-3058.

429. Кеаг В.Н., Wilsdorf H.G.F. Dislocation configuration in plastically deformed polycrystalline СизАи alloys//Trans. Metallurg. Soc А1МБ-1962.-V. 224.-№2.-P. 382-386.

430. Конева НА, Козлов ЭВ, Попов JIE, Коротаев АД, Есипенко В.Ф., Перов ГА Дислокационная структура сплавов Ni3Fe и Ni3(Al, Сг) на различных стадиях деформационного упрочнения// ФММ.- 1973.- Т. 35,- Вып. 5. С. 1075 - 1083.

431. Теплякова JI.A. Дислокационная структура и деформационное упрочнение монокристалловNi3Fe:Автореф. дисс. канд. физ.-мат. наук.-Томск, 1982.-221с.

432. Андрухова O.B., Гурова H.M., Ломских H.B., Козлов Э.В., Русанова Л.В. Старос-тенков М.Д. Микродомены в фазах с дальним и ближним порядком. Эволюция их структуры в ФППБ // Изв. ВУЗов. Физика 2002 -№8 (Приложение).-С30-36.