Зернограничная диффузия и ползучесть субмикрокристаллических металлических материалов, полученных методами интенсивной пластической деформации тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Грабовецкая Галина Петровна

ЗЕРНОГРАНИЧНАЯ ДИФФУЗИЯ И ПОЛЗУЧЕСТЬ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХМЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДАМИ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ

01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

РГБ ОД

2Е АВГ 2008

Томск-2008

003445452

Работа выполнена в лаборатории физического материаловедения Института физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской

академии наук

Научный консультант. доктор физико-математических наук, профессор

Колобов Юрий Романович

Официальные оппоненты доктор физико-математических наук, профессор

Перевезенцев Владимир Николаевич

доктор физико-математических наук, профессор Громов Виктор Евгеньевич

доктор физико-математических наук, профессор Старенченко Владимир Александрович

Ведущая организация Государственный технологический универси-

тет (Московский институт стали и сплавов), г Москва

Защита диссертации состоится « 25 » сентября 2008 г в 14 часов 30 мин на на-седании Диссертационного совета Д 212 267 07 при ГОУ ВПО «Томский государственный университет» по адресу 634050, г Томск, пр Ленина, 36

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Томского государственного университета

Автореферат разослан « < / » августа 2008 г

Ученый секретарь диссертационного совета, j

д ф -м н, профессор 'ЦхгО И В Ивонин

общая характеристика работы

Актуальность работы Создание материалов, обладающих оптимальным сочетанием свойств в тех или иных условиях эксплуатации, является одной из основных задач современного материаловедения В последние годы интенсивно разрабатываются и исследуются поликристаплические материалы с субмикронным размером зерен (диаметр зерна - с/ < 1 мкм) Интерес исследователей и практиков к этим материалам обусловлен их уникальными механическими и физико-химическими свойствами, существенно отличающимися от соответствующих свойств поликристаллов с мелким (1< (1 < 10 мкм) и крупным (с/> 10 мкм) зерном В металлических поликристаллах с ультрамелким зерном обнаружено изменение фундаментальных, обычно структурно-нечувствительных свойств - температуры Кюри и Дебая, упругих модулей, удельной теплоемкости и других. Они обладают высокой прочностью и в ряде случаев проявляют низкотемпературную и/или высокоскоростную сверхпластичность Перспективными методами создания объемных субмикрокристаллических материалов являются методы интенсивной пластической деформации (ИЦД) равноканальное угловое прессование (РКУП), кручение под высоким давлением, всестороннее прессование, а также методы, сочетающие ИЦД с легированием водородом

Многочисленные исследования показывают, что сформированная методами интенсивной пластической деформации субмикрокристаллическая структура металлических материалов, помимо малого размера зерен, характеризуется крайне неравновесным состоянием границ зерен, что является причиной наличия в приграничной зоне дальнодействующих полей упругих напряжений и искажения кристаллической решетки Перспектива использования в промышленности субмикрокристаллических материалов с такой неравновесной структурой в качестве конструкционных определяет важность изучения закономерностей их деформационного поведения в условиях ползучести Связано это с тем, что специфическая неравновесная структура границ зерен в сочетании с малым размером зерен может внести коррективы в развитие деформации при ползучести субмикрокристаллических материалов, по сравнению с крупнозернистыми поликристаллами Существенный вклад в деформацию субмикрокристаллических материалов при ползучести в области низких и повышенных температур (Т< 0,5Г„,) могут вносить механизмы высокотемпературной деформации, контролируемые зернограничной диффузией, - зернограничное проскальзывание и диффузионная ползучесть На параметры ползучести может оказать влияние и формирование полос локализованной деформации, развитие которых является характерным механизмом деформации для металлических материалов в неравновесном состоянии Кроме того, неравновесное состояние границ зерен и увеличение объемной доли материала, относящегося к границам зерен и приграничным областям, могут привести к изменению параметров диффузии в суб-

микрокристаллических металлических материалах по сравнению с крупнозернистыми поликристаллами Диффузия является тем фундаментальным процессом, который во многом определяет развитие пластической деформации, деградацию структуры и фазовые превращения при ползучести металлических материалов

Таким образом, исследование влияния неравновесного состояния границ зерен на развитие диффузии и дифузионно-контролируемых процессов при ползучести металлических материалов с субмикронным размером зерен является актуальным

Цель настоящей работы изучение влияния неравновесного состояния границ зерен, формируемого в процессе интенсивной пластической деформации, на диффузионную проницаемость, закономерности и механизмы ползучести субмикрокристаллических металлических материалов, а также анализ роли механизмов деформации, контролируемых зернограничной диффузией, в развитии пластической деформации на установившейся стадии ползучести

Для реализации указанной цели в работе решались следующие задачи

1 Выяснение влияния размера зерен, состояния границ зерен и наличия второй фазы на устойчивость субмикрокристаллической структуры и ее механических свойств к внешним воздействиям (температуры, холодной пластической деформации, диффузии атомов примеси из внешней среды и покрытия)

2 Исследование влияния неравновесного состояния ГЗ на параметры (коэффициенты и энергию активации) зернограничной диффузии субмикрокристаллических металлических материалов на примере гетеродиффузии в системах N1(01), т1(Со) и Мо(№) (в скобках указана примесь-диффузант)

3 Изучение закономерностей и механизмов низкотемпературной ползучести субмикрокристаллических металлических материалов в зависимости от структурно-фазового состояния и условий испытания, в том числе и при воздействии диффузионными потоками атомов примеси из внешней среды и покрытия

4 Исследование особенностей развития пластической деформации в процессе высокотемпературной ползучести субмикрокристаллических сплавов, полученных методами интенсивной пластической деформации, на примере двухфазного сплава Тх-6А1~4У

5 Анализ роли механизмов деформации, контролируемых зернограничной диффузией, в развитии пластической деформации в процессе ползучести субмикрокристаллических металлических материалов

Научная новизна. В работе впервые

- прямыми экспериментальными методами показано, что увеличение значений коэффициентов зернограничной гетеродиффузии и уменьшение энергии активации зернограничной гетеродиффузии при температурах ниже 0,4Гщ, в субмикрокристаллических металлических материалах, полученных методами интенсивной пластической деформации, по сравнению с соответствующими

значениями для крупнозернистых поликристаллов обусловлены неравновесным состоянием границ зерен, формируемым в процессе интенсивной пластической деформации,

- установлено, что уменьшение кажущейся энергии активации ползучести субмикрокристаллических полученных методами интенсивной пластической деформации металлических материалов по сравнению с соответствующими значениями для мелко- и крупнозернистых поликристаллов в интервале температур (0,2 - 0,35)7"„ является следствием существенного вклада в общую деформацию зернограничного проскальзывания, контролируемого зерногра-ничной диффузией,

- показано, что соотношение вкладов микроскопического (движение дислокаций) и мезоскопических (зернограничное проскальзывание, развитие полос локализованной деформации) механизмов деформации в общее формоизменение, а также потеря сдвиговой устойчивости на макромасштабном уровне субмикрокристаллических материалов в процессе ползучести в интервале температур (0,2 - 0,35)7^, связаны не только с размером зерен, но и с состоянием (степенью неравновесности) границ зерен,

- обнаружено, что присутствие в субмикрокристаллической структуре, сформированной методами интенсивной пластической деформации, упрочняющих наноразмерных (10 - 50 нм) частиц препятствует развитию локализации деформации и повышает сдвиговую устойчивость материала на макромасштабном уровне,

- на примере двухфазного сплава Т1-6А1-4У установлено, что при переходе от мелкозернистой к субмикрокристаллической структуре наблюдается снижение на 200-250 К температуры смены основного механизма пластической деформации от внутризеренного дислокационного скольжения к зерногранич-ному проскальзыванию

Практическая значимость. В работе показано, что стабильность структуры и сопротивление ползучести субмикрокристаллических металлов, формируемых интенсивной пластической деформацией, можно существенно повысить путем дисперсного упрочнения наноразмерными (10 - 50 нм) частицами оксидов

На примере сплава Т1-6А1-4У установлено, что формирование в а+Р двухфазных титановых сплавах субмикрокристаллического состояния приводит к повышению длительной прочности и сопротивления водородному охрупчи-ванию при комнатной температуре

Результаты исследования влияния состояния границ зерен на закономерности пластической деформации металлов в субмикрокристаллическом состоянии при растяжении и ползучести могут быть использованы для достижения одновременного повышения прочности и пластичности субмикрокристаллических и наноструктурных металлических материалов В данной работе эти результаты были использованы при разработке способа получения сверхтонкой

(толщиной менее 20 мкм) высокопрочной фольги из технически чистого титана для медицинского и технического применения

Положения, выносимые на защиту.

1 Низкотемпературная аномалия зернограничной гетеродиффузии для субмикрокристаллических металлических материалов, полученных методами интенсивной пластической деформации, заключающаяся в увеличении коэффициентов и уменьшении энергии активации зернограничной гетеродиффузии по сравнению с соответствующими значениями для крупнозернистых поликристаллов и обусловленная неравновесным состоянием границ зерен, формируемым в процессе интенсивной пластической деформации

2 Особенности ползучести в интервале температур (0,2-0,35)7^, субмикрокристаллических металлических материалов по сравнению с крупно- и мелкозернистыми поликристаллами развитие на установившейся стадии ползучести зернограничного проскальзывания и полос локализованной деформации, низкие значения кажущейся энергии активации ползучести, зависимость скорости установившейся ползучести и величины кажущейся энергии активации ползучести от состояния границ зерен

3 Эффект повышения устойчивости к локализации деформации при ползучести в интервале температур (0,2-0,35)ГШ для субмикрокристаллических металлических материалов, упрочненных наноразмерными частицами второй фазы, следствием которого являются увеличение сопротивления ползучести и времени до разрушения

4 Снижение температуры проявления эффекта активации зернограничного проскальзывания зернограничными диффузионными потоками атомов примеси замещения из внешней среды (покрытия) в субмикрокристаллических металлических материалах по сравнению с крупнозернистыми поликристаллами, связанное с низкотемпературной аномалией зернограничной гетеродиффузии в неравновесных границах зерен

5 Особенности ползучести в интервале температур (0,4-0,5)7„т сплава Ть 6А1-4У в субмикрокристаллическом состоянии по сравнению с крупно- и мелкозернистым состоянием, связанные с уменьшением размера зерен и заключающиеся в снижении показателя чувствительности к напряжению и величины кажущейся энергии активации ползучести до значений, соответствующих сверхпластическому течению, и соответствии зависимости скорости установившейся ползучести от напряжения модели высокотемпературной ползучести МикЬедее А К

Связь работы с научными программами и темами. Диссертационная работа выполнена в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН в соответствии с планами государственных научных программ и грантов Среди них «Исследование мезоскопических закономерностей ползучести нанострук-турных металлов и композитов на их основе» (тема 01 20 0011709, 2001-2003 гг), «Диффузия и упругопластические свойства наноструктурных

материалов для медицины и техники» (проект № 8 13 по программе фундаментальных исследований Президиума РАН «Фундаментальные проблемы физики и химии наноразмерных систем и наноматериалов», 2003-2005 гт), «Диффузия и связанные с ней явления в субмикрокристаллических металлах и сплавах» (проект РФФИ №03-02-16955, 2003-2005 гг), «Исследование роли диффузион-но-контролируемых процессов в формировании структуры и упругопластиче-ских свойств многоуровневых объемных наноструктурных композитов с металлической матрицей Разработка на их основе перспективных материалов для медицины и техники» (проект по приоригетному направлению 8 «Проблемы деформирования и разрушения структурно-неоднородных сред и конструкций», 2004-2006 гг), «Деформационное поведение и разрушение наноструктурных металлов и сплавов при квазистатическом и динамическом нагружениях» (проект № 18 10 по программе фундаментальных исследований Президиума РАН «Теплофизика и механика энергетических воздействий» 2004-2006 гт), «Исследование диффузионных свойств границ зерен в поли- и нанокристаллических материалах» (проект № 2 7 по программе комплексных интеграционных проектов фундаментальных исследований, выполняемых в СО РАН совместно с учеными УрО РАН и ДВО РАН в 2006-2008 гг )

Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих международных и всероссийских конференциях и семинарах VII международном семинаре «Структура, дефекты и свойства нанокристаллических ультрадисперсных и мультислойных материалов», Екатеринбург, 1996 г, I международном семинаре «Актуальные проблемы прочности», Новгород, 1997 г, V Всероссийской конференции «Физико-химия ультрадисперсных (нано-) систем», Екатеринбург, 2000 г, Научно-практической конференции материаловсдчееких обществ России «Новые конструкционные материалы», Москва, 2000 г, International Workshop «Мезомеха-ника основы и приложения», Томск, 2000 г, Всероссийской научно-практической конференции «Перспективные технологии физико-химической размерной обработки и формирования эксплуатационных свойств металлов и сплавов», Уфа, 2001 г, VI Всероссийской конференции «Физико-химия ультрадисперсных (нано-) систем», Томск, 2002 г, XXXIX семинаре «Актуальные проблемы прочности», Черноголовка, 2002 г, Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, Томск, 2004 г, International Conference "Mechanochemjcal Synthesis and Sintenng", Новосибирск, 14-18 июня 2004 г, Научная сессия Московского инженерно-физического института, Москва, 24-28 января 2005 г, Международной конференции «Физическая мезомеханика, компьютерное конструирование и разработка новых материалов», Томск, 2006 г, IV Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2006 г, II Всероссийской конференции по наноматериалам « НАНО-2007», Новосибирск, 2007 г

Публикации Основное содержание диссертации отражено в 64 печатных работах, опубликованных в научных и научно-технических журналах, сборниках трудов конференций, в числе которых 2 коллективные монографии и 2 патента РФ

Личный вклад автора в работу. Все результаты, приведенные в диссертации, получены либо самим автором, либо при его непосредственном участии Автору принадлежат идеи в определении цели, анализе и интерпретации результатов, формулировке основных положений и выводов

Структура и объем диссертации Диссертация состоит из введения, шести глав, выводов и списка цитируемой литературы, включающего 291 наименование Диссертация содержит 290 страниц, 105 рисунков и 31 таблицу.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении обоснована актуальность решаемой проблемы, сформулированы цель, задачи исследования и основные положения, выносимые на защиту, показана научная новизна и практическая значимость полученных в работе результатов, даны сведения о публикациях, структуре и объеме диссертации, определен личный вклад автора, указаны конференции и семинары, на которых были доложены основные результаты работы.

В первой главе «Субмикрокристаллическая структура металлических материалов, полученная методами интенсивной пластической деформации, и ее термическая стабильность» представлены данные о характере субмикрокристаллической структуры и механических свойствах металлических материалов (титана, никеля, меди, молибдена, композита Си-АЬОз и сплава Т1-6А1-4У), используемых для исследований в данной работе, а также результаты изучения устойчивости этой структуры к внешним воздействиям

Электронно-микроскопические исследования показали, что в титане, никеле и сплаве Тх-6А1-4У методом РКУП была сформирована субмикрокристаллическая структура с вытянутыми вдоль оси прессования элементами зеренно-субзеренной структуры с размером в поперечном сечении 0,2-0,8 мкм и коэффициентом неравноосности - ~2 Средний размер элементов зеренно-субзеренной субмикрокристаллической структуры молибдена, меди и композита Си-А1203, полученной методом кручения под давлением, составляет соответственно 0,45, 0,25 и 0,25 мкм В объеме элементов зеренно-субзеренной структуры всех исследуемых субмикрокристаллических материалов наблюдается высокая скалярная плотность дислокаций ((1-7) 1014 м"2) и контуры экстинции Присутствие последних свидетельствует о наличии внутренних напряжений

Путем комплексных исследований зависимости размеров элементов зеренно-субзеренной структуры, величины относительного электросопротивления и микротвердости от температуры отжига установлено, что при температурах ниже температуры рекристаллизации в исследуемых материалах наблюдается типичная для субмикрокристаллических материалов эволюция структуры

уменьшение плотности дислокаций в объеме зерен, отпуск неравновесных границ зерен и одновременное уменьшение дальнодействующих полей напряжений Определены температуры, при которых начинается увеличение размеров элементов зеренно-субзеренной структуры и происходит полная рекристаллизация субмикрокристаллической структуры Кроме того, в данной работе было установлено, что на термическую стабильность субмикрокристаллических металлов, полученных методами ИДД, существенное влияние оказывают зерно-граничные диффузионные потоки атомов примеси замещения из внешней среды (покрытия), которые через влияние на состояние границ зерен снижают температуру рекристаллизации на 25-50 К В результате отжигов при температурах ниже температуры рекристаллизации в исследуемых субмикрокристаллических металлических материалах происходит снижение предела текучести и увеличение продолжительности стадии деформационного упрочнения и величины деформации до разрушения Путем оценки вклада дислокаций, распределенных по объему зерен, в напряжение течения субмикрокристаллических металлов установлено, что в результате дорекристаллизационных отжшов величина предела текучести уменьшается, в основном, за счет перехода границ зерен в равновесное состояние и, как следствие, снижения уровня внутренних напряжений

На примере титана показано, что стабильность структуры и механических свойств субмикрокристаллических металлов зависит от дополнительной пластической деформации, которую в работе осуществляли прокаткой на 40-85% при комнатной температуре Установлено, что в результате деформации прокаткой на 70 % и более в субмикрокристаллическом титане формируется однородная структура со средним размером элементов 0,12 ± 0,06 мкм При этом значительное количество элементов имеют размеры 100 нм и менее Такую структуру уже можно считать наноструктурой

Исследования влияния температуры отжига на размеры элементов зерен-но-субзеренных структуры и величину относительного электросопротивления показали, что температура начала рекристаллизации наноструктурного титана примерно на 100° ниже по сравнению с субмикрокристаллическим титаном В то же время пределы прочности и текучести наноструктурного титана выше, чем субмикрокристаллического (рис 1) В мелкозернистом титане с размером зерен 5-10 мкм после деформации прокаткой на 70-90% формируется неоднородная структура Примерно 30 % объема материала занимают зерна размерами 4-7 мкм и 70 % - зерна размерами 0,1-0,5 мкм При растяжении на поверхности рабочей части образцов материала с такой неоднородной структурой уже при небольших степенях деформации (2-3 %) формируется множество полос локализованной деформации, что приводит к снижению его прочностных и пластичных характеристик по сравнению наноструктурным титаном (рис 1)

Рис 1 Кривые «напряжение-деформация» субмикрокристаллического (1 и I7) и мелкозернистого (2 и 2;) титана при комнатной температуре и ско-

§ 800-

я 200-

«

§ 600-

1000-

600-

0

рости растяжения 3,3 103 с"1 1 и 2 - исходное состояние, 1' и - после пластической деформации прокаткой на 75%

О 5 10 15 20 25 30

Деформация, %

1-■-1-■-г—--г

Эти данные свидетельствуют о принципиально важной роли ИПД в формировании при последующих обработках с использованием традиционных технологических процессов микроструктуры, обеспечивающей возможность дополнительного улучшения механических свойств субмикрокристаллического титана Результаты сравнительных исследований эволюции структуры и механических свойств субмикрокристаллического и мелкозернистого титана в процессе пластической деформации прокаткой в ходе выполнения этой работы были использованы при разработке способа получения сверхтонкой (толщина менее ~20 мкм) высокопрочной титановой фольги

Вторая глава «Зернограничная диффузия в субмикрокристаллических металлах, полученных методами интенсивной пластической деформации» посвящена изучению особенностей зернограничной диффузии в исследуемых субмикрокристаллических материалах

Выше отмечалось, что существенный вклад в общую деформацию субмикрокристаллических металлических материалов при ползучести в области низких и повышенных температур (Т< 0,5 Гш) могут вносить механизмы высокотемпературной деформации, контролируемые зернограничной диффузией Поэтому получение данных о параметрах зернограничной диффузии является необходимой задачей для анализа закономерностей ползучести субмикрокристаллических материалов Исследования особенностей зернограничной диффузии в субмикрокристаллических материалах проводили на примере гетеродиф-фузии в системах №(Си), Т1(Со) и Мо(№) (В скобках примесь-диффузант)

Классическим методом определения параметров (коэффициентов и энергии активации) зернограничной диффузии является получение экспериментальных профилей распределения концентрации диффузанта в слое или в границе зерна по глубине в процессе диффузионного отжига в условиях, при которых объемная диффузия заморожена и отсутствует отток примеси из границы в объем зерна На основе проведенного в главе обзора существующих моделей зернограничной диффузии было установлено, что для оценки коэффициентов

зернограничной диффузии А, в субмикрокристаллических металлах по профилям распределения концентрации диффузанта в слое или в границе зерна по глубине могут быть использованы модифицированные модели Фишера соответственно Мишина-Разумовского (уравнения 1 и 2) и Каура-Густа (уравнение 3)

С(у) = еф(у/2^), (1)

Сь{у) = Са ехр(->>-^К„ / ОьР), (2)

(3)

где С(у) - концентрация примеси в слое на глубине у, ег/с - функция ошибок, / - время диффузионного отжига, Уи - скорость миграции границы зерна, Р — ширина границы зерна, 1Ь - максимальная глубина проникновения диффузанта по границам зерен (В данной работе ¿ь - глубина, на которой концентрация диффузанта составляла 0,5 ат% у - глубина, на которой концентрация диффузанта составляла 0,1 ат %)

Методом оже-электронной спектроскопии (ОЭС) в данной работе были построены профили распределения концентрации никеля в границах зерен по глубине в субмикрокристаллическом молибдене И методом вторичной ионной масс-спектрометрии (ВИМС) - профили распределения слоевой концентрации меди и кобальта по глубине соответственно в субмикрокристаллических никеле и титане Результаты оценки по уравнениям (1) - (3) показали, что значения коэффициентов зернограничной гетеродиффузии исследуемых субмикрокристаллических металлов0'ь в интервале температур (0,2-0,35)7"11Л на 1-5 порядков превышают соответствующие значения для крупнозернистого состояния (табл 1)

Таблица 1 Коэффициенты зернограничной гетеродиффузии 0'ь в субмикрокристаллических (СМК) и крупнозернистых (КЗ) металлах

Материал ё, мкм Диффу зант Т,К Метод , м2/с

СМК СМК+отжиг КЗ

СМК№ 0,27 Си 398 ВИМС 5,0 10"15 4,64 1020

423 9,6 10 15 4,3 10 "

473 2,2 10 14 2,14 10 18

573 1,4 Ю'12 2,3 10 16

СМК Мо 0,45 № 973 ОЭС 1,0 10 и 1,5 10 16

1073 4,4 10"13 6,8 1015 2,6 1011

1123 7,8 10 й 8,7 10 15

СМКТ1 0,32 Со 423 ВИМС 8,4 1015 6,4 1011 9,1 1017

448 1,7 10'14 3,2 1016 3,6 10'16

473 4,2 10 14 10 15 2,0 10"15

1,8 10 13 1,4 10 14 1,9 10 14

Было также установлено, что зависимость й'к от температуры для субмикрокристаллических металлов описывается законом Аррениуса Определенные из температурной зависимости й'ь значения энергии активации зерногра-ничной гетеродиффузии в субмикрокристаллических металлах <2'ь составляют примерно половину от соответствующих известных значений 0'ь для крупнозернистого состояния (табл 2)

Таблица 2 Энергии активации зернограничной гетеродиффузии субмикрокристаллических (СМК) и крупнозернистых (КЗ) металлов

0:1 ±10, кДж/моль

Никель (медь) Титан (кобальт) Молибден (никель)

СМК КЗ СМК КЗ СМК КЗ

60,3 124,7 59 102 121,3 210-245

В субмикрокристаллических металлах, полученных методами ИПД, причиной низкотемпературной аномалии зернограничной диффузии могут быть неравновесные границы зерен, которые обладают повышенной энергией и избыточным свободным объемом В исследуемых металлах состояние границ зерен изменяли предварительными перед нанесением на поверхность диффузанта дорекристаллизационными отжигами В субмикрокристаллическом молибдене в результате предварительного отжига при температуре 1073 К, 2 ч максимальная глубина обнаружения никеля на границах зерен уменьшилась в ~4,5 раза (рис 2), а коэффициент В'ь уменьшился до значения, близкого к соответствующему значению для крупнозернистого состояния (табл 1)

Рис. 2 Концентрационные профили распределения никеля в субмикрокристаллическом молибдене по глубине после диффузионного отжига при температуре 1073 К, 2 ч 1 - молибден в состоянии после ИПД, 2 - молибден в состоянии после ИПД + отжиг при 1073 К, 2 ч

10 20 30 40 50 60

Глубина проникновения, мкм

В субмикрокристаллическом титане уменьшение коэффициента ГУЛ наблюдается уже после предварительного отжига при температуре 673 К, 1 ч (табл 1) и сопровождается увеличением с 59 кДж/моль до значения (96 кДж/моль), близкого к £)* крупнозернистого титана (102 кДж/моль)

Таким образом, проведенные исследования показывают наличие в субмикрокристаллических материалах, полученных методами ИНД, низкотемпературной аномалия зернограничнои гетеродиффузии, обусловленной неравновесным состоянием границ зерен

В третьей главе «Низкотемпературная ползучесть субмикрокристаллических металлических материалов, полученных методами интенсивной пластической деформацию) представлены результаты исследований закономерностей и механизмов ползучести субмикрокристаллических металлов в интервале температур (0,2-0,35)7^ Испытания проводили при постоянной нагрузке (при напряжениях - (2-5) 103 (?) в интервале скоростей (10"7- 10"5 с"') При выбранных условиях испытания на кривых ползучести исследуемых металлов в субмикрокристаллическом состоянии в общем случае наблюдаются три стадии ползучести неустановившаяся, стационарная и ускоренная (рис 3)

Рис 3 Кривые ползучести субмикрокристаллического титана в исходном (после ИПД) состоянии (1) и после предварительных отжигов при температурах 573 (2) и 623 К (3)

"о 2 4 6 8 10 12 1,ч

Сопоставление скоростей установившейся ползучести металлов в исходном (после ИПД) субмикрокристаллическом состоянии и после предварительных дорекристаллизационных отжигов показало, что значения скорости установившейся ползучести всех исследуемых металлов в субмикрокристаллическом состоянии увеличиваются с ростом температуры предварительного отжига Это свидетельствует о том, что в субмикрокристаллических мегаллических поликристаллах, полученных методами ИПД, состояние границ зерен, наряду с размером зерен, определяет не только величину предела текучести, но и сопротивление ползучести в интервале температур (0,2-0,35)7^

На рис 4 представлены экспериментально наблюдаемые зависимости скорости установившейся ползучести от напряжения титана в субмикрокрис-

ташшческом и мелкозернистом состояниях в двойных логарифмических координатах

Рис 4 Экспериментальные и теоретические зависимости скорости установившейся ползучести от напряжения титана при температуре 623 К 1 - модель Кобла, 2 - модель зернограничного проскальзывания, 3 - модель дислокационной ползучести, 4 - экспериментальная зависимость (мелкозернистый титан), 5 - экспериментальная зависимость (субмикрокри-

2,5 сталлический титан)

Здесь же для сравнения приведены зависимости скорости установившейся ползучести от напряжения указанных материалов, рассчитанные по моделям дислокационной ползучести (уравнение 4), диффузионной ползучести Кобла (уравнение 5) и ползучести, контролируемой зернограничным проскальзыванием (уравнение 6)

кт '

(4)

где О =£>,,+10| —

ь

° 11 - эффективный коэффициент диффузии, Эу - коэффи-

циент объемной диффузии, Д/ - коэффициент диффузии по дислокационным трубкам, /15= [ЛУ^ А* (А*- постоянная Дорна), я^- площадь поперечного сечения ядра дислокации, ст - приложенное напряжение, в - модуль сдвига, Ь - вектор Бюргерса, к - постоянная Больцмана, Т - абсолютная температура, п - показатель чувствительности к напряжению

Е = А.

'С А7У3 '

(5)

где Ас = 47,8 - безразмерная константа, йь - коэффициент зернограничной диффузии, с1 - размер зерна

где А - константа

Для субмикрокристаллического и мелкозернистого титана показатели чувствительности к напряжению п, определенные по наклону прямой зависимости равны соответственно ~ 7,5 и 6,7 Примерно такие же значения показателя п наблюдается и для субмикрокристаллических никеля - 6,8 и меди - 6,5 Согласно литературным данным для крупнозернистых металлов показатель п ~ 7 наблюдается при ползучести в условиях низких температур, когда деформация осуществляется путем движения дислокаций и контролируется диффузией по дислокационным трубкам На рис 4 видно, что экспериментальные значения скорости установившейся ползучести мелкозернистого титана удовлетворительно совпадают со значениями, предсказанными моделью дислокационной ползучести Для субмикрокристаллического титана экспериментально наблюдаемые значения скорости установившейся ползучести выше значений, следующих из модели дислокационной ползучести, но ниже значений соответствующих моделям Кобла и зернограничного проскальзывания Аналогичное соотношение между экспериментальными и теоретическими значениями скорости установившейся ползучести наблюдается для субмикрокристаллических никеля и меди

Параметром, указывающим на механизм, контролирующий скорость установившейся ползучести, является энергия активации ползучести £~)с Значения кажущейся энергии активации ползучести исследуемых металлов в субмикрокристаллическом состоянии (¿с, измеренные методами изотерм и температурного скачка, в 2-2,5 раза меньше соответствующих значений для крупнозернистого состояния (табл 3)

Таблица 3 Значения кажущейся энергии активации ползучести Qc и энергий активации объемной диффузии Qv, диффузии по дислокационным трубкам (¿а, самодиффузии по границам зерен крупнозернистых (КЗ) ()ь и гетеродиффузии по границам субмикрокристаллических (СМК) металлов

Материал Qa кДж/моль 0« кДж/моль 0* кДж/моль кДж/моль й\ кДж/моль

СМК КЗ КЗ КЗ КЗ СМК

Титан 128 252 150 97 97 70

Никель 115 276 284 170 115 60

Медь 71 190 196 117 104 58

Сопоставление полученных значений Qc с известными значениями энергий активации объемной диффузии диффузии по трубкам дислокаций Q(¡ и

зернограничной диффузии (¿ь для крупнозернистого состояния и зерногранич-ной гетеродиффузии для субмикрокристаллического состояния (табл. 3) показало, что значение (¿с для субмикрокристаллических меди и никеля ниже соответствующих значений и ()ь, но несколько выше <2'ь ■

Согласно принципам физической мезомеханики в металлических материалах, находящихся в неравновесном состоянии, движение дислокаций на микромасшгабном уровне затруднено, поэтому существенный вклад в их общую деформацию должны вносить мезоскопические механизмы пластического течения. В рассматриваемых материалах такими механизмами в интервале температур (0,2-0,35)7^ могут быть механизмы, контролируемые зернограничной диффузией, - зернограничное проскальзывание и развитие полос локализованной деформации, на границах которых может иметь место кооперативное зернограничное проскальзывание. В этом случае величина (¿с в зависимости от величины вклада указанных механизмов деформации в общую деформацию будет либо близка к значению (¿1, соответствующего субмикрокристаллического металла, либо принимать промежуточное значение между и ()ь-

При изучении эволюции деформационного рельефа поверхности образцов было установлено, что при ползучести на установившейся стадии субмикрокристаллических металлов в интервале температур (0,2-0,3 5)7^ кроме зерно-граничного проскальзывания наблюдается развитие полос локализованной деформации (ширина 1-20 мкм), на границах которых имеются ступеньки (рис 5).

Г 280

<1, мкм 0 , кДж/моль

Рис. 5. Деформационный рельеф поверхности субмикрокристаллического титана на установившейся стадии ползучести при температуре 623 К и о = 230 МПа. £ = 9 %

Рис. 6. Зависимость среднего размера зерен (1) и величины кажущейся энергии активации ползучести (2) субмикрокристаллического титана от температуры предварительного отжига

После предварительных дорекристаллизационных отжигов эволюция деформационного рельефа поверхности субмикрокристаллических металлов на установившейся стадии ползучести качественно сохраняется Однако степень рельефности полос локализованной деформации снижается При этом имеет место и увеличение значений Qc (рис 6) После рекристаллизации субмикрокристаллической структуры на установившейся стадии ползучести в отдельных зернах наблюдаются лишь дискретные линии скольжения, направление которых связано с кристаллографией зерен В этом случае величина ()с близка к значению кажущейся энергии активации ползучести для крупнозернистого состояния (рис 6)

Подтвердить или опровергнуть существенный вклад зернограничного проскальзывания и развития полос локализованной деформации в общую деформацию субмикрокристаллических металлов при ползучести в интервале температур (0,2-0,35)ГПЛ можно путем исследования влияния на закономерности ползучести субмикрокристаллических металлов дисперсного упрочнения частицами второй фазы Известно, что упрочняющие дисперсные частицы второй фазы (оксиды, карбиды и др), находясь на границах зерен, являются препятствием для зернограничного проскальзывания Поэтому для дисперсноупрочненных субмикрокристаллических металлов можно ожидать увеличения значений ()с из-за уменьшения вклада зернограничного проскальзывания в общую деформацию при ползучести Кроме того, если принять, что при развитии полос локализованной деформации на их границах имеет место кооперативный сдвиг зерен, то упрочняющие дисперсные частицы второй фазы должны препятствовать развитию полос локализованной деформации Изучение влияния дисперсного упрочнения на ползучесть субмикрокристаллических металлических материалов представляет и практический интерес Низкая растворимость оксидов и карбидов и их высокая устойчивость к процессам коагуляции дают основание предполагать, что субмикрокристаллические металлы, упрочненные такими частицами, в условиях ползучести будут иметь стабильную структуру и высокий уровень механических свойств

В четвертой главе «Влияние второй фазы на низкотемпературную ползучесть субмикрокристаллических материалов, полученных методами интенсивной пластической деформации» рассмотрено влияния второй фазы на закономерности ползучести субмикрокристаллических металлических материалов Исследования проводили на примере дисперсноупрочненного наноразмерными (10-50 нм) частицами А1203 композита Си-1,1 об % А120з и двухфазного а+(3 титанового сплава Т1-6А1-4У

На рис 7 представлены кривые ползучести чистой субмикрокристаллической меди (с1ср -0,25 мкм) и композита Си-1,1об %А120з в субмикрокристаллическом ((1ср -0,25 мкм) с неравновесными границами зерен и в ультрамелкозернистом ((1 ~ 1 мкм) с равновесными границами зерен состояниях при темпера-

туре 423 К и напряжении 285 МПа На кривой ползучести субмикрокристаллической меди в указанных условиях наблюдаются лишь ускоренная стадия ползучести Для кривых ползучести композита Си-1,1 об % А120з в обоих состояниях характерны три стадии ползучести неустановившаяся, стационарная и ускоренная Сопоставление параметров ползучести композита Си-1,1 об % А1203 в субмикрокристаллическом и ультрамелкозернистом состояниях показало, что скорость установившейся ползучести композита в субмикрокристаллическом состоянии (4,3 10"7 с"1) на порядок меньше, чем для ультрамелкозернистого состояния (4,4 10"6 с"1) При этом время до разрушения субмикрокристаллического композита увеличивает в 5 раз, а деформация до разрушения уменьшается на ~25 % По сравнению с субмикрокристаллической медью время до разрушения субмикрокристаллического композита увеличивается в ~90 раз, а деформация до разрушения - в 2 раза

Рис 7 Кривые ползучести субмикрокристаллической меди (1) и композита Си-1,1 об % А120з в ультрамелкозернистом (2) и субмикрокристаллическом (3) состояниях

На рис 8 представлен типичный вид деформационного рельефа поверхности субмикрокристаллической меди и композита после ползучести на установившейся стадии при температуре 423 К Видно, что на установившейся стадии ползучести в субмикрокристаллической меди происходит формирование полос локализованной деформации на различных масштабных уровнях (рис 8, а) На поверхности композита Си-1,1 об% А120з в субмикрокристаллическом состоянии при соответствующей степени деформации полосы локализованной деформации отсутствуют (рис 8, б) Измеренные значения ()с композита в субмикрокристаллическом и ультрамелкозернистом состояниях (соответственно 127 и 122 кДж/моль) оказались близкими по величине между собой и в ~1,7 раза больше, чем Qc субмикрокристаллической меди (71 кДж/моль)

ст

Рис.8. Деформационный рельеф поверхности образцов субмикрокристаллических меди (а) и композита Си-1,1об.%АЬОз (б) на установившейся стадии ползучести при температуре 423 К. а-медь (е = 4 %,а = 130 МПа); б - композит (е = 4 %, а = 285 МПа)

Теоретические оценки по существующим моделям ползучести дисперс-ноупрочненных металлических материалов показали, что при тормозящем влиянии наноразмерных упрочняющих частиц второй фазы на развитие мезо-скопических механизмов деформации наиболее вероятным механизмом деформации субмикрокристаллических металлов в интервале температур (0,2-0,3 5) Тт является дислокационная ползучесть, контролируемая диффузией по дислокационным трубкам. Механизмом, определяющим зависимость скорости установившейся ползучести от напряжения, является локальный климб и последующий термически активируемый отрыв дислокаций от упрочняющих частиц. При этом зависимость скорости установившейся ползучести от напряжения описывается уравнением:

0.1 е = ~т~ехР|

о

-2 Г,

/кТ

\

(7)

1 /л

где аа = аСЬМр ; М = 3 - фактор Тейлора; а = 0,2; Д/ - коэффициент диффузии по дислокационным трубкам; р- плотность подвижных дислокаций; Ь - вектор Бюргерса; О - модуль сдвига; г - радиус частиц упрочняющей фазы; кь - параметр, описывающий релаксацию напряжения вблизи поверхности частица-матрица; ст - приложенное нормальное напряжение; а11 - напряжение отрыва дислокации от частицы; 21 - расстояние между дисперсными частицами; Г, - линейное натяжение дислокации.

В другом материале (сплав Ть6А1-4У), в котором вторая менее прочная фаза присутствует в объеме в виде отдельных зерен, формирование

субмикрокристаллической структуры приводит к увеличению сопротивления ползучести, повышению длительной прочности и сопротивления водородному охрупчиванию при комнатной температуре (рис. 9). Однако при отсутствии на границах зерен частиц, препятствующих развитию зернограничного проскальзывания, на предварительно полированной поверхности образца сплава Тл-6А1-4У в субмикрокристаллическом состоянии наблюдается развитие полос локализованной деформации шириной 10-20 мкм (рис. 10). Внутри полос локализованной деформации наблюдаются ламели, на границах которых имеются ступеньки.

Рис. 9. Кривые ползучести (а) и зависимость величины разрушающего напряжения от концентрации водорода (б) при испытаниях на длительную прочность сплава Ть6А1-4У в крупнозернистом (1) и субмикрокристаллическом (2) состояниях. Тисп = 293 К

- <7 -^

Рис. 10. Деформационный рельеф поверхности образца сплава ТьбАМУ в субмикрокристаллическом состоянии после ползучести при температуре 293 К. (о= 1120 МПа, £ = 5 %)

В крупнозернистом сплаве на стадии установившейся ползучести в зернах обоих фаз видны лишь линии скольжения, направление которых определяется кристаллографией зерен. Полученные результаты подтверждают существенный вклад зернограничного проскальзывания и развития полос локализо-

ванной деформации в общую деформацию субмикрокристаллических металлов при ползучести в интервале температур (0,2-0,35)Г„„

В пятой главе «Влияние диффузионных потоков атомов примеси с поверхности и внешней среды на низкотемпературную ползучесть субмикрокристаллических материалов, полученных методами интенсивной пластической деформации» изложены результаты исследований влияния зернограничных диффузионных потоков атомов примеси с поверхности на низкотемпературную ползучесть субмикрокристаллических материалов Эти исследования представляют интерес в связи с возможностью подтверждения зависимости развития зернограничного проскальзывания при ползучести поликристаллов с субмикронным размером зерен от состояния границ зерен

Известно, что степень неравновесности границ зерен в сторону увеличения можно изменить воздействуя на них зернограничными диффузионными потоками атомов примеси с поверхности в режиме диффузии в границах зерен В! На крупнозернистых поликристаллах прямыми методами было показано, что повышение степени неравновесности границ зерен воздействием зернограничными диффузионными потоками атомов примеси замещения с поверхности в указанном режиме приводит к активации зернограничного проскальзывания и увеличению его вклада в общую деформацию при ползучести Следствием этого является увеличение скорости установившейся ползучести и уменьшение значения ()с

На рис 12 в качестве примера приведено графическое изображение зависимости величины эффекта ускорения ползучести, оцениваемой по отношению £2/61 (е 1 и £2 — скорости установившейся ползучести в вакууме и в условиях диффузии атомов примеси с поверхности соответственно), от температуры испытания для меди в крупнозернистом и субмикрокристаллическом состояниях Видно, что указанный эффект для меди в субмикрокристаллическом состоянии, имеет место в интервале более низких температур (0,25-0,3)7^ в сравнении с соответствующим интервалом для крупнозернистого состояния (0,45-0,55)ГШ1. Сопоставление условий существо-

700 Т,К

Рис 11 Эффект ускорения ползучести меди (1 - крупнозернистое состояние, 2 - субмикрокристапличес-кое состояние) и субмикрокристаллического композита Си-1,1 об% А12Оз (3) в условиях воздействия диффузионными потоками атомов серебра из покрытия

вания режима диффузии Bi в границах зерен меди и никеля в крупнозернистом и субмикрокристаллическом состояниях показало, что указанный сдвиг температурного интервала проявления эффекта ускорения ползучести в область более низких температур связан с низкотемпературной аномалией зерногранич-ной гетеродифузии в субмикрокристаллических металлах

Измеренные методом температурного скачка значения Qc субмикрокристаллических никеля и меди при ползучести в условиях воздействия зерногра-ничными диффузионными потоками атомов примеси с поверхности в ~1,5 раза меньше, чем при ползучести в вакууме, и близки к значениям энергии активации зернограничной диффузии меди в субмикрокристаллическом никеле (~60 кДж/моль) и серебра в наноструктурной меди (58 кДж/моль) Перевод границ зерен меди и никеля в равновесное состояние путем предварительных дорекри-сталлизационных отжигов приводит к уменьшению эффекта ускорения ползучести и увеличению значений Qc (табл 4) При воздействии зернограничными диффузионными потоками атомов серебра на ползучесть субмикрокристаллического композита, те в условиях тормозящего влияния упрочняющих частиц АЬОз на развитие зернограничного проскальзывания эффект ускорения ползучести отсутствует (рис 11, кривая 3) Значения Qc субмикрокристаллического композита при ползучести в вакууме (127 кДж/моль) и в условиях воздействия зернограничными потоками атомов примеси с поверхности (130 кДж/моль) практически равны

Таблица 4 Зависимость величины кажущейся энергии активации ползучести ()<. субмикрокристаллических никеля и меди от температуры отжига Тисп - 423 К

Температура отжига, К Qc± 15 кДж/моль

Ni Ni(Cu) Си CufAg)

293 71 51

353 76 61

373 101 89

398 115 70

423 112 84 114 120

473 117 121

573 171 190

723 268 274

Таким образом, полученные результаты свидетельствуют во-первых, о сдвиге температурного интервала проявления эффекта активации зернограничного проскальзывания зернограничными диффузионными потоками атомов примеси в область более низких температур, во-вторых, о зависимости развития зерно1раничного проскальзывания в субмикрокристаллических металлах от состояния границ зерен

Шестая глава «Высокотемпературная ползучесть субмикрокристаллического двухфазного а+Р титанового сплава Т1-6А1-4У, полученного методами интенсивной пластической деформации» посвящена изучению закономерностей и механизмов ползучести субмикрокристаллических материалов в интервале температур (0,4-0,5) ГШ1 Исследования проводили на примере сплава Т1-6А1-4У в дух состояниях мелкозернистом с равновесными границами зерен (исходный средний размер зерен - ~7 мкм) и субмикррокристаллическом (средний размер элементов зсренно-субзерснной структуры вдоль оси нагруже-ния ~0,7 мкм) Образцы испытывали в интервале температур 773-923 К при напряжениях (1-7) 10"3 С (скорости установившейся ползучести 10"6 - 104 с1) При указанных условиях испытания на кривых ползучести в общем случае наблюдается три стадии ползучести неустановившейся, установившейся и ускоренной ползучести (рис 12)

Рис 12 Кривые ползучести сплава Т1-6А1-4У в мелкозернистом (1 и 2) и субмикрокристаллическом (1'и 2/)состояниях

Исследование распределения деформации по длине рабочей части образцов показало, что для сплава в мелкозернистом состоянии продолжительность по деформации стадии установившейся ползучести составляет 30-50% и совпадает с величиной квазиравномерной деформации Продолжительность стадии установившейся ползучести сплава в субмикрокристаллическом состоянии составляет 18-30 % В то же время величина квазиравномерной деформации достигает 100-120% При температуре 773 К и одних и тех же напряжениях значения скорости установившейся ползучести сплава Т1-6А1-4У в мелкозернистом и субмикрокристаллическом состояниях различаются незначительно При повышении температуры испытания до 873 и 923 К значения скорости установившейся ползучести сплава в субмикрокристаллическом состоянии становятся примерно в 2-3,5 раза выше, чем в мелкозернистом состоянии Аналогичная за-

висимость от температуры наблюдается и для соотношения величин деформации до разрушения (рис 12)

Детальное исследование зависимости скорости установившейся ползучести от напряжения и температуры показало, что в общем случае эта зависимость описывается уравнением

* = Дст-<т0)йехр^|^|, (8)

где А - константа, зависящая от свойств материала, Со - пороговое напряжение

В табл 5 представлены параметры ползучести сплава Т1-6А1-4У в обоих состояниях Видно, что при температурах 773 и 823 К значения показателя чувствительности к напряжению п > 3 С повышением температуры испытания значения п сплава ТьбАМУ уменьшаются и при температуре 923 К становятся равными 2,7 и 2,2 соответственно для мелкозернистого и субмикрокристаллического состояний Значения 0С сплава в мелкозернистом и субмикрокристаллическом состояниях при температурах 773 и 823 К близки к значению ()с крупнозернистого титана (242 кДж/моль), которое наблюдается в интервалах температур и скоростей ползучести, где основным механизмом пластической деформации является движение дислокаций С повышением температуры испытания до 873 и 923 К значения 0С сплава в обоих состояниях уменьшаются При этом значения ()с сплава в субмикрокристаллическом состоянии становятся близкими к величине энергии активации сверхпластического течения сплава Т1-6А1-4У (187 кДж/моль)

Таблица 5 Параметры ползучести сплава Т]-6А1-4У в мелкозернистом (МЗ) и субмикрокристаллическом (СМК) состояниях

Тнсп, К п Qc ±15, кДж/моль

МЗ СМК МЗ СМК

773 4,4 3,7 263 237

823 3,5 2,9 233 216

873 2,9 2,4 214 169

923 2,7 2,2 205 171

Изучение деформационно! о рельефа поверхности образцов показало, что после ползучести в интервале температур 823-923 К на границах зерен сплава в обоих состояниях имеются ступеньки, связанные с зернограничным проскальзыванием (рис 13) Средние значения высоты таких ступенек при температуре 873 К и деформации 35-40% составили 0,16 и 0,12 мкм соответственно для сплава в мелкозернистом и субмикрокристаллическом состояниях Плотность границ, на которых наблюдается зернограничное проскальзывание для субмик-

рокристаллического состояния примерно в 2 раза выше по сравнению с мелкозернистым состоянием. Величина вклада зернограничного проскальзывания в общую деформацию сплава, оценка которого при температуре 873 К была проведена по средним значениям высоты ступенек и расстояния между ними, составила для мелкозернистого и субмикрокристаллического состояния соответственно 27 и 58 %. Полученные значений п, £>с и величина вклада зернограничного проскальзывания в общую деформацию позволяют рассматривать зерно-граничное проскальзывание в качестве основного механизма деформации суб-микрокристаплического сплава Т1-6А1-4У в процессе ползучести при температурах 873 и 923 К.

Рис. 13. Деформационный рельеф поверхности сплава Ть6А1-4У в субмикрокристаллическом (о) и мелкозернистом (б) состояниях после ползучести на установившейся стадии при температуре 873 К. Стрелками указаны ступеньки и поры на границах зерен, связанные с зернограничным проскальзыванием)

В литературе рассматривается несколько моделей, описывающих ползучесть металлических материалов в условиях, при которых основным механизмом деформации является зернограничное проскальзывание. Дискуссионным является вопрос о механизме аккомодации зернограничного проскальзывания. В качестве механизма аккомодации зернограничного проскальзывания обычно рассматривают диффузионный массоперенос (показатель п ~1) и внутрнзерен-ное дислокационное скольжение (п ~2). Наибольшее признание из моделей, рассматривающих внутризеренное дислокационное скольжение в качестве механизма аккомодации зернограничного проскальзывания, получили модели МикЬецее А.К. и СлПиш К.С. Согласно модели МикЬецее при зернограничном проскальзывании решеточные дислокации генерируются уступами на границах зерен и скользят по объему зерна к противоположным границам зерен к местам аннигиляции. В результате этого становится возможным дальнейшее развитие зернограничного проскальзывания. В модели С^Пств аккомодация зерногра-

ничного проскальзывания осуществляется скольжением решеточных дислокаций в узкой области у границ зерен Зависимость скорости ползучести от напряжения в соответствии с моделями МикЬецее и ОЛшв описывается уравнением

е = А——г (9)

кТвс!1 ' У>

где А'- константа равная 2 в модели МикЬедее и 64 - в модели вхАиш

На рис 14 представлены рассчитанные по моделям МикЬецсе и в^ик и нормализованные относительно температуры и модуля сдвига зависимости скорости установившейся ползучести от напряжения для исследуемого субмикрокристаллического сплава Т1-6А1-4У при температурах 873 и 923 К Видно, что наблюдаемые экспериментально зависимости скорости установившейся ползучести от напряжения при указанных температурах удовлетворительно совпадает с зависимостями, рассчитанными по модели МикЬецее

■ - 873 К ♦ - 923 К

п\2

П =2

. 1

-3,2 -3,0 -2,8 -2,6 -2,4 -2,2

Ща^УС]

Рис 14 Теоретические (1 и 2) и экспериментальные (♦ ■) зависимости скорости установившейся ползучести от напряжения сплава Ti-6A1-4V в субмикрокристаллическом состоянии, нормализованные относительно температуры и модуля сдвига 1 - модель Muk-hegee, 2 - модель Giflons

В то же время модели МикЪецее и ОИЪпэ не соответствуют экспериментальным зависимостям скорости установившейся ползучести от напряжения исследуемого сплава в субмикрокристаллическом состоянии при температуре 823 К и в мелкозернистом состоянии при температурах 873 и 923 К Зависимости скорости установившейся ползучести от напряжения сплава в субмикрокристаллическом состоянии при температуре 823 К и в мелкозернистом состоянии при температурах 873 и 923 К, нормализованные относительно температуры, модуля сдвига и размера зерна, соответствуют одной и той же прямой с показателем п = 3 (рис 15) Это указывает на то, что механизмы ползучести сплава Т1-6А1-4У в мелкозернистом и субмикрокристал-

лическом состояниях при указанных температурах одинаковы и описываются одним уравнением Простой перерасчет показывает, чго это уравнение имеет следующий вид

Аналогичная зависимость скорости деформации от напряжения и среднего размера зерна наблюдается при сверхпластическом течении сплавов в первом вом скоростном интервале (е = 107 - 10'5 с"'), когда основной вклад в общую деформацию вносят два механизма деформации зернограничное проскальзывание и внутризеренное дислокационное скольжение и/или переползание дислокаций

Шст-ст^/С]

Рис 15 Теоретические (1 и 2) и экспериментальная (3) зависимости скорости установившейся ползучести от напряжения сплава Т1-6А1-4У, нормализованные относительно температуры размера зерна и модуля сдвига 1 - модель МикЪецее, 2 - модель 01Яспк

Основные выводы

1 При температурах ниже 0,4 значения коэффициентов зерногранич-ной гетеродиффузии субмикрокристаллических металлов, полученных методами интенсивной пластической деформации, на несколько порядков выше, а величина энергии активации зернограничной гетеродиффузии в 1,5-2 раза ниже по сравнению с соответствующими значениями для крупнозернистых поликристаллов Показано, что указанные различия параметров зернограничной гетеродиффузии обусловлены неравновесным состоянием границ зерен субмикрокристаллических металлов, формируемым в процессе интенсивной пластической деформации

2 Особенностью деформации субмикрокристаллических металлических материалов, полученных воздействием интенсивной пластической деформации, на установившейся стадии ползучести в интервале температур (0,2-0,35)7^ по

сравнению с мелко- и крупнозернистыми поликристаллами является развитие зернограничного проскальзывания и полос локализованной деформации связанное не только с малым размером зерен, но и с состоянием (степенью неравновесности) границ зерен

3 В интервале температур (0,2-0,3 5)ГПЛ значения кажущейся энергии активации ползучести субмикрокристаллических металлов, полученных методами интенсивной пластической деформации, в 2-2,5 раза меньше соответствующих значений для крупнозернистых поликристаллов Показано, что уменьшение кажущейся энергии активации ползучести металлов в субмикрокристаллическом состоянии обусловлено существенным вкладом в их общую деформацию зернограничного проскальзывания, контролируемого диффузией по границам зерен

4 На примере титана технической чистоты показано, чго формирование наноструктурного состояния методом равноканального углового прессования в сочетании с холодной деформацией прокаткой позволяет достичь высокой однородности в распределении зерен по размерам в отличие от неоднородной структуры, формирующейся при аналогичной обработке мелкозернистого титана В такой структуре уменьшается склонность к локализации деформации, что приводит к повышению прочности и пластичности при растяжении и к увеличению сопротивления ползучести в интервале температур (0,2-0,3 5)

5 Эффект активации зернограничного проскальзывания при ползучести зернограничными диффузионными потоками атомов примеси замещения из внешней среды (покрытия) в субмикрокристаллических металлических материалах, полученных методами интенсивной пластической деформации, наблюдается при более низких температурах по сравнению с крупнозернистыми поликристаллами Установлено, что причиной снижения температуры проявления указанного эффекта является повышение диффузионной проницаемости неравновесных границ зерен, сформированных в процессе интенсивной пластической деформации

6 Дисперсное упрочнение субмикрокристаллических металлов, сформированных методами интенсивной пластической деформации, наноразмерными (10-50 нм) частицами оксидов препятствует развитию зернограничного проскальзывания и локализации деформации при ползучести в интервале температур (0,2-0,35)7'пл, что приводит к увеличению сопротивления ползучести и времени до разрушения

7 Основным механизмом деформации дисперсноупрочненных наноразмерными (10-50 нм) частицами оксидов субмикрокристаллических металлов на установившейся стадии ползучести является дислокационная ползучесть, контролируемая диффузией по дислокационным трубкам, а механизмом, определяющим зависимость скорости установившейся ползучести от напряжения, -локальный климб и последующий термически активируемый отрыв дислокаций 01 упрочняющих частиц

8 На примере двухфазного сплава Т1-6А1-4У показано, что присутствие водорода в твердом растворе в субмикрокристаллической структуре в количестве до 0,1 мае % при комнатной температуре подавляет развитие локализации

деформации, что приводит к повышению длительной прочности и сопротивления водородному охрупчиванию в процессе ползучести Выделение водорода из твердого раствора в виде гидридов способствует развитию локализации деформации и трещинообразованию

9 На основе анализа экспериментальных данных и выполненных в работе теоретических оценок установлено, что основным механизмом пластической деформации сплава TV6A1-4V в субмикрокристаллическом состоянии при ползучести в интервале температур (0,4-0,5)Гпл является зернограничное проскальзывание, контролируемое зернограничной диффузией, а основным механизмом аккомодации зернограничного проскальзывания — внутризеренное дислокационное скольжение, контролируемое объемной диффузией

Основные публикации по теме работы

Коллективные монографии

1 Колобов Ю Р, Валиев Р 3, Грабовецкая Г П, Жиляев А П, Дударев Е Ф , Иванов К В , Иванов M Б, Кашин О А, Найденкин Е В Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов - Новосибирск Наука, 2001 -213 с

2 Kolobov Yu R, Grabovetskaya G P Mechanisms of creep in bulk nanostruc-tured metallic matenals produced // In Severe plastic déformation toward bulk production of nanostructured matenals / Editors Altan В S and Mulyukov R R Nova Science Publishers, Inc, 2005 - P 275 - 293

Статьи, опубликованные в журналах, рекомендованных ВАК Минобрнауки России

3 Грабовецкая Г П , Раточка И В , Колобов Ю Р , Пучкарева J1H Сравнительные исследования зернограничной диффузии меди в субмикро- и крупнокристаллическом никеле // ФММ - 1997 - Т 83 - № 3. -С 112-116

4 Грабовецкая Г П , Найденкин Е В, Колобов Ю Р , Раточка И В Высокотемпературная ползучесть никеля в условиях зернограничной диффузии примеси с поверхности // Изв вузов Физика - 1997 - № 7 -С 119-125

5 Колобов Ю Р, Грабовецкая Г И , Раточка И В , Иванов К В Особенности ползучести и диффузионные параметры субмикрокристаллических материалов//Изв вузов Физика - 1998 -№3 -С 77-82.

6 Найденкин Е В , Грабовецкая Г П, Колобов Ю Р , Раточка И В Влияние типа зернограничного ансамбля иа ползучесть никеля в условиях диффузии атомов серебра с поверхности // ФММ - 1999 - Т 88 - Вып 4 -С 125-132

7 Колобов Ю Р , Грабовецкая Г П, Иванов К В , Гирсова H В. Влияние состояния границ и размера зерен на механизмы ползучести субмикрокристаллического никеля //ФММ -2001 -Т 90 - Вып 5 -С 105-109

8 Дударев Е Ф , Бакач Г П, Грабовецкая Г П и др Деформационное поведение и локализация пластической деформации на мезо- и макромас-

штабном уровнях в субмикрокристаллическом титане // Физическая ме-зомеханика -2001 -Т4 -№ 1 -С 97- 104

9 Гирсова Н В, Иванов К В , Колобов Ю Р Грабовецкая Г П, Перевалова О Б Особенности структуры и механические свойства субмикрокристаллического никеля, полученного воздействием интенсивной пластической деформации//Изв вузов Физика -2002 -№6 -С 11-16

10 Грабовецкая Г П, Чернова JIВ, Колобов Ю Р, Гирсова Н В Структура и деформационное поведение субмикрокристаллического титана при пол зучести//Физическаямезомеханика -2002 -Т 5 -№6-С 87-94

11 Grabovetskaya G Р, Kolobov Yu R, Ivanov К V , Girsova N V Structure and Creep Behavior of Nanostructured Materials Produced by Severe Plastic Deformation // The Physics of Metals and Metallography - 2002 - V 94 -Suppl 2 - P S37-S44

12 Kolobov Yu R, Grabovetskaya G P, Ivanov M В , Ivanov К V, Girsova N V Regularities of structure evolution of metals and alloys during severe plastic deformation and superplastic flow // Вопросы материаловедения - 2003 -T 33 - № 1 - С 184-191

13 Дударев Е Ф , Бакач Г П, Грабовецкая Г П Структура, неупругие свойства и деформационное поведение ультрамелкозернистого титана // Изв вузов Физика - 2004 - № 9 - С 33-43

14 Дударев ЕФ, Грабовецкая ГП, Колобов ЮР и др Деформационное поведение и механические свойства ультрамелкозернистого титана полученного методом равноканального углового прессования // Металлы -2004 С 87-95

15 Грабовецкая Г П, Колобов Ю Р, Иванов К В , Забудченко О В Влияние холодной пластической деформации на структуру, деформационное поведение и механические свойства ультрамелкозернистого титана // Физическая мезомеханика - 2004 - Т 7 - Спец вып -42 - С 22-25

16 Бакач Г П, Дударев Е Ф , Грабовецкая Г П и др Локализация пластической деформации на макромасшгабном уровне в субмикрокристаллических металлах и сплавах // Физическая мезомеханика - 2004 - Т 7 -Спец вып -Ч 1 -С 135-137

17 Колобов Ю Р, Грабовецкая Г П, Дударев Е.Ф, Иванов К.В Получение, структура и механические свойства объемных наноструктурных композиционных материалов для медицины и техники // Вопросы материалове-дения-2004-Т 37-№ 1-С 56-63

18 Грабовецкая Г П, Колобов Ю Р, Гирсова Н В Влияние холодной пластической деформации на структуру и деформационное поведение субмикрокристаллического титана, полученного методом равноканального углового прессования//ФММ -2004 -Т 98-№ 6-С 34-42

19 Грабовецкая Г П., Колобов Ю Р, Гирсова Н В , Мишин И П Эволюция структуры и деформационное поведение сплава ВТ6 в процессе высокотемпературной ползучести // Физическая мезомеханика - 2005 - Т 8 -Спец вып-С 75-78

20 Грабовецкая ГII Закономерности ползучести объемных субмикрокристаллических металлических материалов в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси из покрытия // Физическая мезоме-ханика-2005-Т 8-№2-С 49-60

21 Грабовецкая Г П, Мельникова Е Н, Колобов Ю Р , Чернов И П, Ники-тенков Н Н, Мишин И П Эволюция структурно-фазового состояния сплава T1-6A1-4V в процессе формирования субмикрокристаллической структуры с использованием обратимого легирования водородом // Изв Вузов Физика - 2006 - № 4 -С 86-91

22 Грабовецкая Г П , Мишин И П , Колобов Ю Р, Раточка И В, Забудченко О В Инициированная диффузией примеси с поверхности рекристаллизация субмикрокристаллического молибдена // Изв Вузов Физика - 2007 -№ 5 - С 37-42

23 Грабовецкая Г П, Мишин И П, Раточка И В, Псахье С Г, Колобов Ю Р Зернограничная диффузия никеля в субмикрокристаллическом молибдене, полученном интенсивной пластической деформацией // Письма в ЖТФ -2008 -Т 33 - № 4 - С 36-38

Статьи, опубликованные в рецензируемых журналах

24 Колобов Ю Р, Грабовецкая Г П, Иванов К В и др Структура и механические свойства композита Си-0,5 вес % А1203, полученного воздействием интенсивной пластической деформации // Перспективные материалы -2001 - №4-С 78-83

25 Kolobov Yu R, Grabovetskaya G P., Ivanov MB et al Gram boundary diffusion characteristics of nanostructured nickel // Scnpta Met - 2001 - V 44-№6-P 873-878

26 Kolobov Yu R, Grabovetskaya G P, Ivanov К V, Ivanov M В Gram Boundary Diffusion and Mechanisms of Creep of Nanostructured Metals // Interface Science -2002-V 10-№1-P 31-36

27 Колобов Ю P, Грабовецкая Г П, Иванов К В , Иванов М Б Диффузионная проницаемость и механические свойства объемных наноструктурных материалов, полученных воздействием интенсивной пластической деформации // Химия в интересах устойчивого развития - 2002 - Т 10 -С 111-118

28 Kolobov Yu R, Grabovetskaya G P , Ivanov К V , Ivanov M.B Diffusion and properties of bulk nanostructured metals and alloys processed by severe plastic deformation//Defect and diffusion forum-2003-V 216-217-P 253-262

29 Kolobov Yu R, Grabovetskaya G P, Ivanov К V at el Diffusion and plasticity of submicrocrystalline metals and alloys // Solid state phenomena - 2003 -V 94-P 35-40

30 Zhu Y T, Kolobov Yu R , Grabovetskaya G P at el Microstructures and mechanical properties of ultrafine-grained Ti foil processed by equal-channel angular pressing and cold rolling // J Mater Res- 2003- V 18 - № 4 -P 1011-1016

31 Грабовецкая Г П , Мельникова Е Н, Колобов Ю Р , Чернов И П Влияние легирования водородом на деформационное поведение и локализацию

пластической деформации на макромасштабном уровне субмикрокристаллического титанового сплава Ti-6AI-4V // Физическая мезомехани-ка -2006 -Т 9 -Спец вып -С 107-110

32 Грабовецкая Г П, Колобов Ю Р, Мельникова Е Н Закономерности и механизмы высокотемпературной ползучести субмикрокристаллического титанового сплава Ti-6A1-4V // Материаловедение - 2007 - № 4-С 41-46

Статьи, опубликованные в сборниках трудов конференций

33 Чернова J1В, Грабовецкая Г П, Колобов Ю Р, Гирсова Н В Эволюция структуры и особенности ползучести наноструктурного титана // Физико-химия ультрадисперсных (нано-) систем Сборник научных трудов VI Всероссийской конференции - М МИФИ-2003-С 314-317

34 Kolobov Y R, Grabovetskaya G Р , Ivanov К V , Valiev R Z, Zhu Y T Grain boundary diffusion and creep of UFG Ti and Ti-6A1-4V alloy processed by severe plastic deformation // Proceedings of Symposium "Ultrafine Grained Materials III" of TMS (The Minerals, Metals & Materials Society) - 2004 -P 621 -628

35 Kolobov Yu R, Ivanov К V , Grabovetskaya G P , Naidenkm E V Diffusion-Controlled processes and plasticity of submicrocrystalhne matenals // Proceedings of the Conference «Nanomatenals by Severe Plastic Deformation -NANOSPD-2»,- Weinheim - 2004 - P 722 - 727

36 Kolobov Yu R, Grabovetskaya G P Features of Creep in Bulk Nanostruc-tured Composite Cu-0 5%АЬОз // Proceedings of Conference NanoSPD-II, 22-26 September, 2004, Donetsk, Ukrama «Nanostructured Materials by High-Pressure Severe Plastic Deformation» -2006 -P 285-291

37 Колобов Ю P , Грабовецкая Г П, Иванов К В , Дударев Е Ф , Забудченко О В Разработка наноструктурных металлических композитов для техники // В сб материалов б-i о форума «Высокие технологии XXI века» -М ВКЗАО - 2005 - С 379 - 382

38 Kolobov Yu R, Grabovetskaya G P, Zhu Y T , Ivanov К V, Girsova N V , Zabudchenko О V Creep Mechanisms of Ultrafine Grain Ti-6A1-4V alloy produced by severe plastic deformation // Proceedings of Conference NanoSPD-IV, 13-15 March, 2006, San Antonio, USA TMS Ultrafine Grain Matenals IV Edited by Y T Zhu et al (The minerals, Metals & Matenals Society), 2006 -P 447-452

Патенты

39 Грабовецкая Г П, Колобов Ю Р, Гирсова Н В , Валиев Р 3, Жу Ю Т, Столяров В В , Жариков А И Способ получения высокопрочной фольги из титана Патент РФ № 2243835, опубликован 10 01 2005 г - Бюл № 1

40 Колобов Ю Р, Дударев Е Ф , Кашин О А, Грабовецкая Г П , Почивалова Г П, Валиев Р 3 Способ получения ультрамелкозернистых титановых заготовок Патент РФ №2251588, опубликован 10 05 2005 г-Бюл № 13

у

Тираж 100 Заказ 479 Томский государственный университет систем управления и радиоэлектроники 634050, г Томск, пр Ленина, 40

Введение,

Глава 1. Субмикрокристаллическая структура металлических материалов, полученная методами интенсивной пластической деформации, и ее термическая стабильность

1.1. Эволюция субмикрокристаллической структуры в чистых металлах при нагреве

1.2. Влияние зернограничных диффузионных потоков атомов примеси с поверхности на стабильность субмикрокристаллической структуры металлов

1.3. Эволюция субмикрокристаллической структуры сплавов и композитов при нагреве

1.4. Деформационное поведение и термическая стабильность механических свойств субмикрокристаллических металлических материалов

1.5. Влияние холодной пластической деформации на стабильность субмикрокристаллической структуры и ее механические свойства

Глава 2. Зернограничная диффузия в субмикрокристаллических металлах, полученных методами интенсивной пластической деформации:

2.1. Феноменологические модели зернограничной диффузии в нанокрис-таллических и субмикрокристаллических металлах (обзор)

2.2. Экспериментальные исследования зернограничной диффузии в субмикрокристаллических металлах, полученных методами интенсивной пластической деформации:

Глава 3. Низкотемпературная ползучесть субмикрокристаллических металлических материалов, полученных методами интенсивной пластической деформации

3.1. Механизмы ползучести крупнозернистых металлических поликристаллов (обзор)

3.2. Особенности низкотемпературной ползучести субмикрокристаллических металлов

3.2.1. Влияние состояния границ зерен на ползучесть субмикрокристаллических металлов

3.2.2. Зависимость скорости установившейся ползучести субмикрокристаллических металлов от напряжения

3.2.3. Влияние температуры на скорость установившейся ползучести субмикрокристаллических металлов

Глава 4. Влияние второй фазы на низкотемпературную ползучесть субмикрокристаллических материалов, полученных методами интенсивной пластической деформации

4.1. Ползучесть субмикрокристаллического композита Си-1,1 об.% А

4.1.1. Влияние состояния границ зерен на скорость установившейся ползучести субмикрокристаллического композита Си-1,1 об. % А

4.1.2. Зависимость скорости установившейся ползучести субмикрокристаллического композита Си-1,1 об.% А1203 от напряжения

4.1.3. Зависимость скорости установившейся ползучести субмикрокристаллического композита Си-1,1 об.% А1203 от температуры

4.2. Низкотемпературная ползучесть субмикрокристаллического титанового сплава Ti-6A1-4V

4.3. Влияние водорода на ползучесть субмикрокристаллического титанового сплава Ti-6A1-4V

Глава 5. Влияние диффузионных потоков атомов примеси с поверхности и внешней среды на низкотемпературную ползучесть субмикрокристаллических материалов, полученных методами интенсивной пластической деформации

5.1. Инициируемый диффузией эффект ускорения ползучести в субмикрокристаллических металлах

5.2. Роль зернограничного проскальзывания в реализации эффекта ускорения ползучести в субмикрокристаллических металлах

5.3. Влияние диффузионных потоков атомов примеси замещения с поверхности на ползучесть субмикрокристаллического дисперсноупрочненного композита Си-1Доб.% А

5.4. Влияние диффузии примесей внедрения из внешней среды на ползучесть субмикрокристаллических металлов

Глава 6. Высокотемпературная ползучесть субмикрокристаллического двухфазного а+(3 титанового сплава Ть6А1-4У, полученного методами интенсивной пластической деформации

6.1. Деформационное поведение и эволюция структуры субмикрокристаллического сплава Ть6А1-4У в процессе ползучести

6.2. Зависимость скорости установившейся ползучести субмикрокристаллического сплава Тл-бАМУ от напряжения

6.3. Зависимость скорости установившейся ползучести субмикрокристаллического сплава Ть6А1-4У от температуры

6.4. Анализ роли зернограничного проскальзывания в развитии высокотемпературной ползучести субмикрокристаллического сплава

И-6А1-4У

Выводы

Актуальность работы. Создание материалов, обладающих оптимальным сочетанием свойств в тех или иных условиях эксплуатации, является одной из основных задач современного материаловедения. В последние годы интенсивно разрабатываются и исследуются поликристаллические материалы с ультрамелким зерном (диаметр зерна - (I < 1 мкм). Интерес исследователей и практиков к этим материалам обусловлен их уникальными механическими и физико-химическими свойствами, существенно отличающимися от соответствующих для поликристаллов с мелким (с1 < 10 мкм) и крупным (<1> 10 мкм) зерном. В металлических поликристаллах с ультрамелким зерном обнаружено изменение фундаментальных, обычно структурно-нечувствительных свойств - температуры Кюри и Дебая, упругих модулей, удельной теплоемкости и других [1- 8]. Они обладают высокой прочностью и в ряде случаев проявляют низкотемпературную и/или высокоскоростную сверхпластичность [3, 8 -11]. Перспективными методами создания объемных ультрамелкозернистых материалов являются методы интенсивной пластической деформации (ИПД): равноканальное угловое прессование (РКУП), кручение под высоким давлением, всестороннее прессование [1, 3], а также методы, сочетающие ИПД с легированием водородом [12, 13].

В историческом плане основой для развития методов ИПД, по-видимому, можно считать работы В.И. Трефилова, Ю.В. Мильмана, С.А. Фирстова и В.А. Павлова [14-17], которые первыми показали возможность измельчения зерен металлических поликристаллов путем значительных пластических деформаций. В дальнейшем представление о сильно разориентированных структурах деформационного происхождения получило развитие в работах В.В. Рыбина с сотрудниками, результаты которых были обобщены в монографии [18]. Сами методы ИПД начали интенсивно разрабатываться после того, как в работах В.М. Сегала с сотрудниками [19, 20] была показана возможность достижения больших степеней пластической деформации путем простого сдвига и предложен ряд технологических схем обработки металлов сдвигом под высоким давлением. Начало исследованиям объемных ультрамелкозернистых материалов, полученных методами ИПД, положили первые работы Валиева с сотрудниками [21-23], в которых была показана возможность формирования указанными методами ультрамелкозернистых структур в массивных металлических образцах, пригодных для использования в конструкциях.

В связи с тем, что систематические исследования поликристаллов с ультt рамелким зерном начаты сравнительно недавно (80-е годы прошлого столетия), до настоящего времени нет общепринятой терминологии в этой области. В частности, обсуждается вопрос о применимости терминов «субмикрокристаллический» и «наноструктурный» к металлическим материалам, получаемым методами ИПД. Первое определение нанокристаллических и наноструктурных материалов было дано Gleiter Н [24], который предложил использовать приставку «нано» относительно материалов, для которых величина среднего размера основного элемента структуры хотя бы в одном измерении была меньше 100 нм. Однако нельзя не отметить, что определение нанокристаллических и наноструктурных материалов, данное Gleiter, является формальным. Во-первых, уникаль- ; ность нанокристаллических и наноструктурных материалов заключается не в малом размере элементов структуры, а в качественном изменении их свойств. Во-вторых, средний размер элементов структуры не определяет всего спектра свойств указанных материалов. В зависимости от типа материала и исследуемого спектра свойств (физических, химических, механических) переход в нанострук-турное состояние реализуется при различном среднем размере элементов структуры. В-третьих, качественное изменение тех или иных свойств материала на практике наблюдается и в том случае, когда объемная доля элементов структуры с размерами менее 100 нм не является преимущественной. Правильным, по-видимому, является мнение тех исследователей, которые считают, что прибегать к терминологии «нано» следует исходя не из структурных исследований, а из доказанного качественного изменения изучаемых свойств, связанного с уменьшением размера зерна [25, 26]. Определение области деятельности международного технического комитета ИСО/ТК 229 «Нанотехнологии» как, «стандартизация в области нанотехнологий, которая охватывает один или два аспекта: 1) понимание и управление сущностью и процессами в масштабе нанометра, как правило, но не исключительно, ниже 100 нанометров в одном или более измерениях, где ввод в действие зависящего от размера явления обычно дает возможность новых применений; 2) использование свойств материалов в нанометрическом масштабе, которые отличаются от свойств индивидуальных атомов, молекул и вещества в объеме, для создания более совершенных материалов, приборов и систем, которые используют эти новые свойства» также содержит возможность использования приставки нано к материалам с размерами элементов более 100 нм. К субмикрокристаллическим материалам, по-видимому, можно отнести поликристаллы, имеющие средний размер элементов структуры, кратно превышающий указанный предельный размер для наноструктурных материалов - 100 нм, однако благодаря ультрамелкому зерну (dcp < 1 мкм) обладающие качественным или значительным количественным отличием свойств от соответствующих свойств для мелкозернистого(1 < dcp < 10 мкм) состояния.

В металлических материалах, получаемых методами ИПД, размеры элементов зеренно-субзеренной структуры, как правило, колеблются в пределах 50-1000 нм, а средний размер - 100 нм и более. Поэтому.в настоящей работе при изложении своих результатов применяется термин «субмикрокристаллические», который более точно отражает структурное состояние {dcp >100 нм) исследуемых материалов. Кроме того, качественное и количественное отличие механических свойств субмикрокристаллических металлических материалов, получаемых методами ИПД, по сравнению с мелкозернистыми и крупнозернистыми поликристаллами, как будет показано ниже, определяется не только размером элементов зеренно-субзеренной структуры, но и неравновесным состоянием границ зерен, формируемым в процессе ИПД. При использовании литературных данных в работе сохранена оригинальная терминология авторов.

Следует отметить, что термин - «неравновесная граница зерна» был введен Р. Pumphrey и Н Gleiter [27] и использовался для обозначения границы зерна с повышенной энергией (относительно границы, обладающей минимумом свободной энергии при заданных условиях) и/или обнаруживающей аномальные диффузионные свойства. В настоящее время в литературе существует несколько определений неравновесной границы зерна. В работе [28] неравновесными предложено считать границы зерен, создающие дальнодействующие поля напряжений. Однако, как показано в работе [29], не все границы зерен, обладающие повышенной энергией, создают дальнодействующие поля напряжений. Согласно определению, данному в [30, 31], неравновесная граница зерна - это граница, в которую тем или иным способом внесен дополнительный, по отношению к теоретически необходимому, свободный объем. Мерой неравновестности границ зел рен в этом случае является величина свободного объема. Еще одно понятие неравновесных границ зерен было введено в монографии [8] и включает наличие повышенной энергии, избыточного объема и дальнодействующих полей упругих напряжений при заданных кристаллографических параметрах границы зерна. Результаты ряда исследований [32-37] показывают, что последнее определение неравновесной границы зерна является наиболее соответствующим границам зерен, формируемым в процессе ИПД. Данные, полученные в работах- [34-37], свидетельствуют о том, что в приграничной зоне, ширина которой составляет 1/201/30 от размера зерна, величина внутренних напряжений сравнима с величиной напряжений в границе зерна, тогда как в остальном объеме зерен существенно ниже. Кроме того, в приграничной зоне шириной ~2 нм наблюдается искажение (дисторсия) кристаллической решетки [33, 27]. Поэтому для субмикрокристаллических материалов, полученных методами ИПД, термин «состояние границы зерна» следует понимать-как «состояние» некоторого объема материала, включающего собственно границу и приграничную область.К настоящему времени накоплен обширный материал по исследованию закономерностей формирования наноструктурного и субмикрокристаллического состояний в металлических материалах в процессе ИПД, который обобщен в монографиях [1, 3, 8, 38]. Изучаются закономерности развития пластической деформации и разрушения в таких материалах при растяжении на различных масштабных уровнях [39-42]. Активно исследуется влияние наноструктурного и субмикрокристаллического состояний на механические свойства металлических материалов, в том числе и на проявление сверхпластичных свойств [43-48]. В то же время лишь незначительное число работ [49, 50] посвящено исследованию закономерностей ползучести нанострук-турных и субмикрокристаллических металлических материалов, получаемых методами ИПД. Между тем перспектива использования в промышленности определяет важность изучения особенностей ползучести объемных наноструктурных и субмикрокристаллических металлических материалов, полученных методами ИПД, в интервале температур стабильности их структуры (Т< 0,4Тт).

Кроме практического интереса, исследование ползучести наноструктурных и субмикрокристаллических металлических материалов имеет интерес и с научной точки зрения. Научный интерес, прежде всего, связан с представлениями о том, что при малом размере зерен основными механизмами пластической деформации металлических материалов при ползучести в области низких и повышенных температур (Г < 0,4Г,М) могут быть механизмы высокотемпературной деформации - диффузионная ползучесть и зернограничное проскальзывание, контролируемые зернограничной диффузией. Например, расчеты, приведенные в [11], показали, что скорость диффузионной ползучести Кобла поликристалла с размером зерен -10 нм может возрасти более чем в 109 раз по сравнению с крупнозернистыми поликристаллами.

К началу выполнения данной работы исследования влияния малого размера зерна на закономерности и механизмы ползучести металлических поликристаллов при Т < 0,4Тш проводились лишь на нанокристаллических материалах, полученных консолидацией наноразмерных порошков, электролитическим осаждением или кристаллизацией из аморфного состояния [51-57], и результаты этих исследований противоречивы. Так, в ряде работ [51-55] при изучении закономерностей ползучести нанокристаллических чистых металлов (меди, палладия, никеля (й - 20^1-0 нм) и сплавов №8оРго ~ 28 и 257 нм ) и Сг-2х (с1 ~ 50 и 300 нм) в интервале температур Т < 0,4Т1Ы был сделан вывод об определяющем вкладе диффузионной ползучести Кобла в пластическую деформацию для материалов с размером зерен 20-50 нм и зернограничного проскальзывания - для материалов с размером зерен более 200 нм. В то же время в работах [54, 57] при исследовании характеристик ползучести нанокристаллических меди (с1 ~ 10 и 25 нм) и палладия (с1 ~ 30 и 55 нм) было обнаружено, что значения показателя чувствительности к напряжению (п > 3) больше, чем предсказывают теории диффузионной ползучести Кобла (п = 1 [58]) и зернограничного проскальзывания (п = 2 [59]).

Попытка обобщить имеющиеся в литературе экспериментальные данные по ползучести нанокристаллических и субмикрокристаллических металлов, полученных различными методами, и сопоставить их с существующими моделями диффузионной ползучести и зернограничного проскальзывания, контролируемых диффузией по границам зерен, была предпринята в работе [60]. Однако разброс экспериментальных значений показателя п и недостаточное количество экспериментальных исследований по определению значений кажущейся энергии активации ползучести не позволили авторам [60] сделать однозначного заключения о роли процессов, контролируемых зернограничной диффузией, в низкотемпературной ползучести нанокристаллических и субмикрокристаллических металлических материалов. Теоретические расчеты, проведенные в [61, 62], также не дают однозначного ответа о вкладе механизмов, контролируемых зернограничной диффузией, в деформацию нанокристаллических и субмикрокристаллических металлических материалов при ползучести в интервале температур Т < 0,4ГПЛ. Поэтому исследование влияния малого размера на закономерности ползучести поликристаллических металлических материалов остается актуальным.

Как отмечалось выше, для субмикрокристаллических металлических материалов, полученных методами интенсивной пластической деформации, помимо малого размера зерен характерно крайне неравновесное состояние границ зерен. Известно [63-66], что неравновесные границы в крупнозернистых металлах и сплавах имеют повышенную способность к миграции и пониженное сопротивление сдвигу. Следовательно, специфическая неравновесная структура границ зерен может внести существенные коррективы в развитие деформации при ползучести субмикрокристаллических материалов, имеющих большую протяженность границ зерен. Однако в литературе анализ влияния состояния границ зерен на развитие пластической деформации при ползучести субмикрокристаллических металлических материалов, полученных методами ИПД, отсутствует. Кроме того, согласно представлениям о структурных уровнях пластической деформации, развиваемым в школе В.Е. Панина [40, 41, 67], для металлических материалов в неравновесном состоянии характерным механизмом деформации при растяжении, т.е. в условиях принудительного нагружения, является развитие полос локализованной деформации на различных масштабных уровнях. Роль этого механизма в развитии пластической деформации при ползучести, т.е. в условиях повышенной температуры и непринудительного нагружения, до настоящего времени не исследовалась. Поэтому проведение исследований, посвященных установлению взаимосвязи структурно-фазового состояния указанных материалов с закономерностями развития пластической деформации при ползучести в интервале температур ниже 0,5Гпл, весьма актуально, так как позволяет, с одной стороны, развить представление о механизмах деформации при низкотемпературной ползучести, а с другой - установить границы практического использования и возможность дальнейшего повышения свойств субмикрокристаллических металлических материалов, получаемых методами ИПД.

Актуальность работы усиливается тем, что в качестве основных материалов для изучения закономерностей и механизмов ползучести субмикрокристаллических материалов выбраны технически чистый титан и сплав Тл-6А1-4У, которые широко используются в качестве конструкционных материалов в авиации, космонавтике, химическом машиностроении и медицине. Кроме того, для расширения экспериментальных возможностей и вариации механизмов деформации при ползучести в работе материалами, исследования были технически чистые медь, никель, молибден и дисперсноупрочненный наноразмерными частицами оксида А1203 композит Си-А1203.

Фундаментальным процессом, который во многом определяет развитие пластической деформации, деградации структуры и фазовых превращений при ползучести металлических материалов, является диффузия. Поэтому получение данных о параметрах диффузии является практически важной и необходимой задачей для анализа и описания указанных диффузионно-конролируемых процессов. В общем случае диффузия атомов в поликристаллический материал осуществляется по объему зерен, границам зерен, субграницам и другим структурным дефектам. Для субмикрокристаллических металлов и сплавов, имеющих значительную объемную долю материала, относящегося к границам зерен и приграничным областям, наибольший интерес представляют закономерности и параметры зернограничной диффузии. Этот интерес обусловлен ещё и тем, что в интервале температур (Г < 0,5 Тяч), соответствующем стабильности субмикрокристаллической структуры, полученной методами ИПД, основной массоперенос осуществляется по границам зерен. Объёмная диффузия либо «заморожена» (диффузионный путь меньше одного межплоскостного расстояния), либо она определяет отток атомов из границы в объём смежных зерен.

К настоящему времени в литературе накоплен достаточно большой объем теоретических и экспериментальных исследований диффузионных свойств материалов с ультрамелким зерном [68-75]. Разработаны специализированные феноменологические модели зернограничной диффузии в указанных материалах [7678]. Проведена классификация режимов диффузии в границе зерна [79]. Асимптотические решения диффузионной задачи в рамках разработанных моделей для различных режимов диффузии позволяют провести оценки параметров зернограничной диффузии (коэффициента и энергии активации зернограничной диффузии) для материалов с ультрамелким зерном исходя из профилей распределения изотопов или примеси по глубине после диффузионного отжига. Однако на практике получение надежных результатов при определении коэффициентов диффузии по границам зерен в таких материалах зачастую связано с большими трудностями: малый размер зерен, возможность перекрытия друг с другом диффузионных потоков атомов от соседних границ, отпуск и миграция границ зерен в ходе диффузионных отжигов оказывают значительное влияние на кинетику диффузионных процессов. Как следствие, возникают проблемы в подборе адекватной модели зернограничной диффузии для анализа экспериментальных данных. Результатом этого является существенное расхождение, как в количественных, так и в качественных оценках параметров зернограничной диффузии в материалах с ультрамелким зерном. Например, по данным [24, 70, 72] в нанокри-сталлической меди (с!ср =10 нм), полученной осаждением из газовой среды и электролитическим осаждением, наблюдается низкотемпературная аномалия зернограничной диффузии: увеличенные коэффициенты и уменьшенные значения энергии активации зернограничной диффузии по сравнению с крупнозернистым- состоянием. Увеличение коэффициентов зернограничной диффузии по сравнению с крупнозернистыми поликристаллами в интервале температур 293-473 К наблюдали в нанокристаллических никеле [69, 73] и палладии [74, 80], полученных электролитическим осаждением. В то же время результаты исследований зернограничной диффузии, проведенные в работах [72, 81, 82], не показали разницы в значениях коэффициентов зернограничной диффузии для нанокри-сталлического и крупнозернистого состояний палладия и железа, также полученных электролитическим осаждением.

К началу выполнения настоящей работы исследование зернограничной диффузии в субмикрокристаллических металлах, полученных методами ИПД,, было проведено лишь на примере палладия и железа [83, 84]. При этом было установлено [83], что значения коэффициентов зернограничной диффузии железа в субмикрокристаллическом палладии в интервале температур 393-573 К на 2-4 порядка выше соответствующих значений для крупнозернистого состояния, тогда как, значения коэффициентов зернограничной самодиффузии субмикрокристаллического и крупнозернистого железа в указанном интервале температур совпадали [84]. Оценка значений энергии активации зернограничной диффузии в субмикрокристаллических материалах, полученных методами ИПД, не проводилась. Существенный разброс в оценках значений параметров зернограничной диффузии является причиной отсутствия единого мнения по вопросу низкотемпературной аномалии зернограничной диффузии в материалах с ультрамелким зерном, что затрудняет использование имеющихся данных для анализа диффузи-онно-контролируемых процессов в этих материалах.

Сопоставление результатов экспериментальных исследований зерногра-ничной диффузии в материалах с ультрамелким зерном, полученных конденсация из газовой среды, компактирование порошков и электролитическое осаждение, показывает, что само по себе уменьшение размера зерен не является причиной низкотемпературной аномалии зернограничной диффузии. Увеличение коэффициентов и уменьшение значений энергии активации зернограничной диффузии в таких материалах по сравнению с крупнозернистыми связаны, по-видимому, с присутствием пор, точечных дефектов и их комплексов, наличие которых обусловлено получением материалов указанными методами.

В субмикрокристаллических металлах и сплавах, полученных методами ИПД, причиной низкотемпературной аномалии зернограничной диффузии может являться неравновесное состояние границ зерен, которые обладают повышенной энергией и избыточным объемом. Степень неравновесности границ зерен в субмикрокристаллических металлических материалах, полученных методами ИПД, зависит от метода и режима получения и термически нестабильна. Это может быть причиной расхождения в оценках параметров, зернограничной диффузии в указанных материалах, сделанных различными авторами.- Кроме того, наличие высокой плотности дислокаций и дисторсия кристаллической решетки в приграничной зоне также могут оказывать влияние на кинетику и параметры зернограничной диффузии в указанных материалах. Разработанные к настоящему времени модели диффузии по неравновесным границам зерен [85-87] предсказывают значения коэффициентов зернограничной диффузии в субмикрокристаллических материалах, существенно отличающиеся от значений, полученных из диффузионных экспериментов.

Таким образом, необходимы дальнейшее экспериментальное исследование зернограничной диффузии в субмикрокристаллических материалах, полученных методами ИПД, анализ применимости феноменологических моделей для расчета параметров зернограничной диффузии и оценка влияния на их величину неравновесного состояния границ зерен.

Цель настоящей работы: изучение влияния неравновесного состояния границ зерен, формируемого в процессе интенсивной пластической деформации, на диффузионную проницаемость, закономерности и механизмы ползучести субмикрокристаллических металлических материалов, а также анализ роли механизмов деформации, контролируемых зернограничной диффузией, в развитии пластической деформации на установившейся стадии ползучести.

Для реализации указанной цели в работе решались следующие задачи:

1. Выяснение влияния размера и внутренней структуры зерен, состояния границ зерен и наличия второй фазы на устойчивость субмикрокристаллической структуры и ее механических свойств к внешним воздействиям (температуры, холодной пластической деформации, диффузии атомов примеси из внешней среды и покрытия).

2. Исследование влияния неравновесного состояния ГЗ на параметры (коэффициенты и энергию активации) зернограничной диффузии субмикрокристаллических металлических материалов на примере гетеродиффузии в системах №(Си), ТХСо) и Мо(№) (в скобках указана примесь-диффузант).

3. Изучение закономерностей и механизмов низкотемпературной ползучести субмикрокристаллических металлических материалов в зависимости от структурно-фазового состояния и условий испытания, в том числе и при воздействии диффузионными потоками атомов примеси из внешней среды и покрытия.

4. Исследование особенностей развития пластической деформации в процессе высокотемпературной ползучести субмикрокристаллических сплавов, полученных методами интенсивной пластической деформации, на примере двухфазного сплава Ть6А1-4У.

5. Анализ роли механизмов деформации, контролируемых зернограничной диффузией, в развитии пластической деформации в процессе ползучести субмикрокристаллических металлических материалов.

Решение этих задач позволит выяснить роль неравновесного состояния границ зерен в развитии зернограничной диффузии и диффузионно-контролируемых процессов при ползучести в металлических материалах с субмикронным размером зерен.

Связь работы с научными программами и темами. Диссертационная работа выполнена в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН в соответствии с планами государственных научных программ и грантов: «Исследование мезоскопических закономерностей ползучести субмикрокристаллических металлов» (тема 01.9.80.00.2399, 1996-2000 гг.); «Исследование мезоскопических закономерностей ползучести наноструктурных металлов и композитов на их основе» (тема 01.20.00.11709, 2001-2003 гг.); «Механизмы активации границ зерен направленными диффузионными потоками атомов примеси и пластичность наноструктурных материалов» (проект РФФИ, № 00-02-17937, 2000-2002 гг.); «Наноструктурные материалы для медицинского применения» (проект МНТЦ № 2070р, 2001-2002 гг.); «Разработка наноструктурных титановых материалов для медицинского применения» (проект ИНТАС № 01-320, 2002-2004 гг.); «Диффузия и упругопластические свойства наноструктурных материалов для медицины и техники» (проект № 8.13 по программе фундаментальных исследований Президиума РАН «Фундаментальные проблемы' физики и химии нанораз-мерных систем и наноматериалов», 2003-2005 гг.); «Диффузия и связанные с ней явления в субмикрокристаллических металлах и сплавах» (проект РФФИ № 03-02-16955, 2003-2005 гг.); «Исследование роли диффузионно-контролируемых процессов в формировании структуры и упругопластических свойств многоуровневых объемных наноструктурных композитов с металлической матрицей. Разработка на их основе перспективных материалов для медицины и техники» (проект по приоритетному направлению 8 «Проблемы деформирования и разрушения структурно-неоднородных сред и конструкций», 2004-2006 гг.); «Деформационное поведение и разрушение наноструктурных металлов и сплавов при квазистатическом и динамическом нагружениях» (проект № 18.10 по программе фундаментальных исследований Президиума РАН «Теплофизика и механика энергетических воздействий» 2004-2006 гг.); «Получение на-ноструктурных сплавов Т1-6А1-4У и Тл№ с эффектом памяти формы для медицинского применения» (проект МНТЦ № 2398р 2002-2005 гг.); «Закономерности и механизмы формирования наноструктурных состояний, деформационного поведения и разрушения объемных многоуровневых металлических материалов и композиций с разной устойчивостью кристаллической решетки к термосиловым воздействиям. Разработка на их основе перспективных материалов с высокими эксплуатационными характеристиками для медицины и техники» (проект 3.6.2.2. по приоритетному направлению 3.6 «Механика твердого тела, физика и механика деформирования и разрушения, механика композиционных и наноматериалов, трибология», 2007-2009 гг.); «Исследование диффузионных свойств границ зерен в поли- и нанокристаллических материалах» (проект № 2.7 по программе комплексных интеграционных проектов фундаментальных исследований, выполняемых в СО РАН совместно с учеными УрО РАН и ДВО РАН в 2006-2008 гг.).

Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, шести глав, выводов и списка цитируемой литературы, включающего 291 наименование. Диссертация содержит 290 страниц, 105 рисунков и 31 таблицу.

1. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос, 2000. - 272 с.

2. Андриевский P.A., Глейзер A.M. Размерные эффекты в нанокристалличе-ских материалах. II. Механические и физические свойства. // ФММ. 2000. -Т. 89.-№ 1.-С. 91 - 112.

3. Колобов Ю.Р., Валиев Р.З., Грабовецкая Г.П. и др. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. Новосибирск: Наука, 2001. -213 с.

4. Гусев А.И., Ремпель A.A. Нанокристаллические материалы. М.: ФИЗМАТЛИТ, 2001. - 224 с.

5. Колобов Ю.Р., Кашин O.A., Сагымбаев Е.Е. и др. Структура, механические и электрохимические свойства ультрамелкозернистого титана // Изв. вузов. Физика. 2000. - № 1. - С. 77 - 85.

6. Ахмадеев H.A., Валиев Р.З., Кобелев Н.П. Упругие свойства меди с суб-микрокристалличекой структурой // ФТТ. 1992. -Т. 34. - С. 3155-3159.

7. Андриевский P.A., Рагуля A.B. Наноструктурные материалы. М.: Издательский цент «Академия», 2005 192 с.

8. Носкова Н.И., Мулюков P.P. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы. Екатеринбург: УрО РАН, 2003. - 278 с.

9. Валиев Р.З., Кайбышев O.A., Кузнецов Р.И. и др. Низкотемпературная сверхпластичность металлических материалов // ДАН СССР. 1988. -Т. 301.-С. 864-866.

10. Mishra R.S., Islamgaliev R.K., Mukherjee A.K. at el. Severe plastic deformation processing and high strain rate supperplasticity in an aluminum matrix composite // Scripta Materialia. 1999. - V.40. - № 10 - P. 1151 - 1155.

11. Morris D.G. Mechanical behaviour of nanostructured materials. Switzerland: Trans. Tech. Publication ltd, 1998. - 85 p.

12. Мазурский М.И., Мурзинова М.А., Салищев Г.А., Афоничев. Д.Д. Использование водородного легирования для формирования субмикрокристаллической структуры в двухфазных титановых сплавах // Металлы. 1995. -№6.-С. 83-88.

13. Ильин A.A., Мамонов A.M., Колеров М.Ю. Научные основы и принципы построения технологических процессов термоводородной обработки // Металлы. 1994. - № 4. - С. 157 - 168.

14. Трефилов В.И. Физика деформационного упрочнения монокристаллов. -Киев.: Наукова думка, 1972. 315 с.

15. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких металлов. Киев: Наукова думка, 1975. - 316 с.

16. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Иващенко Р.К. и др. Структура, текстура и механические свойства деформированных сплавов молибдена. Киев: Наукова думка, 1983. - 232 с.

17. Павлов В.А. Физические основы холодной деформации ОЦК металлов. -М.: Металлургия, 1978. 254 с.

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

19. Сегал В.М., Резников В.И., Дробышевский Ф.Е., Копылов В.И. Пластическая обработка металлов простым сдвигом // Известия АН СССР. Металлы. 1981.-№ 1.-С. 115-123.

20. Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И. и др. Процессы пластического структурообразования металлов. Минск: Навука I техшка, 1994. - 231 с.

21. Валиев Р.З., Корзников A.B., Мулюков. P.P. Структура и свойства металлических матералов с субмикрокристалличекой структурой // ФММ. 1992. -№ 4,- С.70 - 86.

22. Ахмадеев H.A., Валиев Р.З., Копылов В.И., Мулюков P.P. Формирование субмикрокристалличекой структуры в меди и никеле с использованием интенсивного сдвигового деформирования // Известия РАН. Металлы. 1992. -№ 5. - С. 96-101.

23. Valiev R.Z, Korznikov A.Y., Mulyukov R.R. Structure and properties of ul-trafine-grained materials processed by severe plastic deformation // Mater. Sci. Eng. 1993. - V. A186. - P. 141 - 148.

24. Gleiter H. Nanostructured materials: basic concepts and microstructure // Acta Materialia 2000. - V. 48.-№ 1. - P. 1 - 29.

25. Investigations and applications of severe plastic deformation / Edited by T.C. Lowe and R.Z. Valiev.- Kluwer: Academic Publishers, 2000. 596 p.

26. Severe Plastic Deformation: Towards Bulk Production of Nanostructured Materials. / Edited by B. Altan, I. Miskioglu, R. Mulyukov, R. Artan, G. Purcek -New York: Nova Science Publishes, 2006. 586 p.

27. Pumphrey P.H., Gleiter H. On the structure of non-equilibrium high-angle grain boundaries // Phil. Mag. 1975. - V. 32. - P. 881 - 885.

28. Валиев P.3., Владимиров В.И., Герцман В.Ю. и др. Дислокационно-структурная модель и энергия границ зерен в металлах с ГЦК решеткой // ФММ. 1990. - Вып. 3. - С. 31 - 38.

29. Gleiter Н. The interaction of point defects, dislocations and two-dimensional defects with grain boundaries // Prorg. Mater. Sci. 1981. - V. 25, № 1. -P. 125- 183.

30. Книжник Г.С. Свободный объем болыпеугловых зерен и их свойства. // Поверхность. Физика. Химия. Механика. 1982. - № 5. - С. 50 - 56.

31. Чувильдиев В.Н. Микромеханизмы зернограничной диффузии в металлах. Часть I. Свободный объем, энергия и энтропия болшеугловых границ зерен // ФММ. 1996. - Т. 81. - Вып. 2. - С. 5 - 14.

32. Валиев Р.З., Мусалимов Р.Ш. Электронная микроскопия высокого разрешения нанокристаллических материалов // ФММ. 1994. - Т. 78 - Вып. 6. -С. 114-119.

33. Horita Z., Smith D.J., Furukawa М. et al. Effect of annealing on grain boundary structure in submicrometer-grained Al-3%Mg alloy observed by high-resolution electron microscopy // Annates de Chimie. Science des Materiaux. 1996. -V. 21.-P. 417-426.

34. Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Третьяк М.В. и др. Электронно-микроскопические исследования границ зерен в ультрамелкозернистом никеле, полученном интенсивной пластической деформацией // ФММ. 1998. - Т.86. - № 6. - С. 110 - 120.

35. Исламгалиев Р.К., Валиев Р.З. Распределение упругих деформаций вблизи границ зерен в ультрамелкозернистой меди // ФММ. 1999. - Т. 87. -Вып. 3. - С. 46 - 52.

36. Конева H.A., Тришкина Л.И., Жданов А.Н. и др. Источники полей гапряже-ния в деформированных поликристаллах // Физическая мезомеханика. -2006. Т.9. - № 3. - С. 93 - 102.

37. Шабашев В.А., Овчинников.В.В., Мулюков.Р.Р. и др. Об обнаружении «зернограничной фазы» в субмикрокристаллическом железе мессбауров-ским методом // ФММ. 1998. - Т. 85. - Вып. 3. - С. 100 - 112.

38. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы. М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. 398 с.

39. Панин В.Е., Деревягина J1.C., Валиев Р.З Механизм локализованной деформации субмикрокристаллической меди при растяжении // Физическая мезомеханика. 1999.- Т. 2. - № 1-2. - С. 89 - 95.

40. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин A.B. Физическая мезомеханика деформируемого твердого тела как многоуровневой системы. I. Физические основы многоуровневого подхода // Физическая мезомеханика. 2006. -Т. 9. -№ 3. - С. 9 - 22.

41. Поверхностные слои и внутренние границы раздела в гетерогенных материалах. / Под ред. В.Е. Панина. Новосибирск: Издательство СО РАН, 2006. -519 с.

42. Дударев Е.Ф., Бакач Т.П., Грабовецкая Г.П. и др. Деформационное поведение и локализация пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях в субмикрокристаллическом титане // Физическая мезомеханика. -2001. Т.4. - № 1. - С. 97 - 104.

43. Козлов Э.В. Конева Н.А., Жданов Н.А. и др. Структура и сопротивление деформированию ГЦК ультрамелкозернистых сплавов // Физическая мезо-механика. 2004. - Т. 7. - № 4. - С. 93 - 113.

44. Салищев Г.А., Галлеев P.M., Малышева С.П. и др. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане и титановых сплавах и их механические свойства // МиТОМ. 2006. - № 2. - С. 19 - 26.

45. Мышляев М.М., Миронов С.Ю. О механизмах деформации субмикрокристаллического титана. // ФТТ. 2002. - Т. 44. - Вып. 4. - С. 711 - 716.

46. Neish К., Horita Z., Langdon T.G. Achieving superplasticity in Cu-40%Zn alloy through severe plastic deformation // Scripta Materialia. 2001. - V. 45. -P. 965-970.

47. Sergueeva F.V., Stolayrov V.V., Valiev R.Z., Murhejee A.K. Enhanced super-plasticity in Ti-6A1-4V processed severe plastic deformation // Scripta Materialia. 2000. - V. 43. - P. 819 - 824.

48. Mishra R.S. An evaluation of the applicability of theoretical models for elevated temperature plasticity to ultrafine-grained materials. // Minerals, Metals and Materials Society. 2000. - P.421 - 426.

49. Mishra R.S., Valiev R.Z., Mukkerjii A.K. // Mater. Sci. Eng. A. 1998-V. A252.-P. 174-181.

50. Weertman J.R. Mechanical properties of nanocrystalline materials // Mater. Sci. Eng. 1993. - V. A166. - P. 161 - 171.

51. Rittner M.N., Weertman J.R., Eastman J.A. et al. Mechanical behavior of nanocrystalline chromium-zirconium alloy // Mater. Sci. Eng. 1997. -V. A237. - №. 2.- P. 185 - 190.

52. Cai В., Kong Q.P., Lu L., Lu K. Interface controlled diffusional creep of nanocrystalline pure copper // Scripta Mater. 1996. - V. 4. - № 7. -P. 755 -759.

53. Wang N., Wang Z., Aust K.T., Erb U. Effect of grain size on mechanical properties of nanocrystalline materials // Acta Metal Materialia. 995. - V. 43. - № 2. -P. 519-528.

54. Yin W.M., Wang S.H., Mirshams R., Xiao C.H. Creep behavior of nanocrystalline nickel at 290 and 337 К // Mat. Sci. Eng. 2001. - V. A301. - P. 18 -22.

55. Hayes R., Tllkamp V., Lavernia E. A. Preliminary creep study of a bulk nanocrystalline Al-Mg alloy // Scripta Materialia. 1999. - V.41. - № 7. -p. 743 748.

56. Mishra R.S. Mc Fadden S.X., Valiev R.Z., Mukkerjii A.K. Deformation mechanisms andtensile superplasticity in nanocrystalline materials // J. Metals. 1999. -V. 51.-№ l.-p. 37-40.

57. Cobl R.L. A model for boundary diffusion controlled creep in polycrystalline materials. // Journal of Applied Physics. 1963. V.34. - № 7. - P. 1679 -1685.

58. Sherby O.D., Wadsworth J. Superplasticity recent advanced and future directions // Progress in Materials Science .-1989. - V. 33. - P. 169 - 221.

59. Farghlli A.M, Li Y. Creep and superplasticity in nanocrystalline materials: current understanding and future prospects // Mat. Sci. Eng. 2001. - V. A298. -P. 1 - 15.

60. Pozdnyakov V.A., Gleser A.M. Structural mechanisms of plastic deformation of nanocrystalline materials // Physics of Solids. 2002. - V. 44. - № 4. -P. 705-710.

61. Kim H.S., Estrin Yu., Bush M.B. Constitutive modelling of strength and plasticity of nanocrystalline metallic materials // Mater. Sci. Eng. 2001. - V. A316. -P 195-199.

62. Орлов A.H., Перевезенцев B.H., Рыбин В.В. Границы зерен в металлах. -М.: Металлургия, 1980. 156 с.

63. Грабский М.В. Структура границ зерен в металлах. М.: Металлургия, 1972. -159 с.

64. Бокштейн Б.С., Копецкий И.В., Швиндлерман JI.C. Термодинамика и кинетика границ.зерен в металлах. М.: Металлургия, 1986. - 224 с.

65. Чувильдиев В.Н. Неравновесные границы зерен в металлах. Теория и приложение. М.: Физматлит, 2004. - 303 с.

66. Панин В.Е. Синэнергетические принципы физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. 2000. - Т. 1. - № 6. - С. 5 - 37.

67. Gleiter Н. Nanocrystalline materials. // Physica status solid. 1992. - V. 172. -P. 41-52.

68. Лариков JI.H. Диффузионные процессы в нанокристаллических материалах. // Металлофизика и новейшие технологии. 1995 Т. 17. - №1. -С. 3 - 29.

69. Клоцман С.М. Диффузия в нанокристаллических материалах // ФММ. -1993. Т. 76. - №4. - С. 5 - 18.

70. Hoefler H.J., Averback R.S., Gleiter Н. Diffusion of boron in nanocrystalline iron: A new type of diffusion kinetics: type С // Phil. Mag. Letts. 1993. -V. 68.-№2.-P. 99- 105.

71. Иванов М.Б. Закономерности зерногранично-контролируемых процессов в ультрамелкозернистых и наноструктурных металлах и сплавах. Автореф. дис. канд. физ.-мат. наук. Белгород: БелГУ, 2006.

72. Keblinski P., Wolf D., Phillpot S.R., Gleiter Н. Structure of grain boundaries in nanocrystalline palladium by molecular dynamics simulation // Scripta Materi-alia. 1999. - V. 41. - №6. - P. 631 - 636.

73. Divinski S.V., Hisker F., Kang Y.-S., Lee J.-S., Herzig Chr. Fe grain boundary diffusion in nanostructured y-FeNi // Z. Metallkd. 2002. - V.93. - № 4. -P. 256 - 272.

74. Klinger L., Rabkin E. Beyond the Fisher model of grain-boundary diffusion: effect of structural inhomogenity in the bulk // Acta Materialia. 1999. - V. 47. -№ 3. - P. 725-734.

75. Гуров К.П., Гусак A.M., Кондратьев B.B., Котенев Ф.А. К теории диффузии по границам зерен в металлах с мелкозернистой структурой // ФММ. -1986. Т. 62. - Вып.1. - С. 35 - 42.

76. Бокштейн Б.С., Ярославцев А.Б. Диффузия атомов и ионов в твердых телах. М.: МИСИС. - 2005. - 262 с.

77. Kaur I., Mishin Yu., Gust W. Fundamentals of grain and interphase boundary diffusion. Chichester, New York, Toronto: John Wiley & Sons Ltd, 1995. -512 p.

78. Schaefer H.-E., Wurschum R., Gessmann T. at al. Diffusion and free volumes in nanocrystalline Pd // Nanostructured Materials. 1995. - V. 6. -P. 869 - 872.

79. Wurschum R., Reimann К., Grub S. et all. Structure and diffusion properties of nanocrystalline Pd // Phil. Mag. B. 1997. - V. 76. - № 4. - P. 407 - 417.

80. Tanimoto H., Pasquini L., Prummer R. et al. Self-diffusion and magnetic properties in explosion densities nanocrystalline Fe // Scripta Materialia. 2000. —' V. 42.-№ 10.-P. 961-966.

81. Wurschum R., Kubier A., Gruss S. et al. Tracer diffusion and crystalline growth in ultra-fine grained Pd prepared by severe plastic deformation // Annales de Chimie. 1996. - V. 21. - № 6 -7. - P. 471 - 482.

82. Tanimoto H., Färber P., Wurschum R. at all. Self-diffusion in high-density nanocrystalline Fe // Nanostructured Materials. 1999. - V. 12. - P. 681 -684.

83. Перевезенцев B.H. Единый подход к описанию диффузии в равновесных и неравновесных границах зерен // ФММ. 2002. - Т. 93. - № 3. -С. 15 - 19.

84. Перевезенцев В.Н. Пупынин A.C., Свирина Ю.В. Анализ влияния пластической деформации на диффузионные свойства границ зерен // ФММ. -2005. Т. 100. - № 1. - С. 17 - 23.

85. Попов В.В. Модель зернограничной диффузии, учитывающая наличие приграничных слоев равновесного состава // ФММ. 2006. - Т. 102. - № 5. -С. 485-493.

86. Languillaume J., Chmelik F., Kapelski G. et al. Microstructure and hardness of nanocrystalline Ni3Al // Acta Met.Mater. 1993. - V. 41. - P. 2953 - 2961.

87. Islamgaliev R.K., Chmelik F., Gibadulin I.F. et al. The nanocrystalline structure formation in germanium subjected to severe plastic deformation // Nanostructured Materials. 1994. - V. 4. - P. 387 - 395.

88. Иванисенко Ю.В., Корзников A.B., Сафаров И.М. и др. Формирование сверхмелкозернистой структуры в железе и его сплавах при больших пластических деформациях // Известия РАН. Металлы. 1995. - Т.6. -С. 126-131.

89. Furukawa М., Horita Z., Nemoto М. et al. Microstructural characteristics of an ultrafine-grain metal processed with equal-channel angular pressing // Materials Characterization. 1996. - V. 37. - № 5. - P. 277 - 284.

90. Zhilyaev A.P., Szpernar J.A., Gertsman V.Y. Statistical characterization of grain boundaries in nanocrystalline zirconium // Nanostructured Materials. 1997. -V. 9. - P. 343 - 346.

91. Zhilyaev A.P., KimB.K., Nurislanova G.V. et al. Orientation imaging microscopy of ultrafine-grained nickel // Scripta Materialia. 2002. - V. 46. - № 8. -P. 573-580.

92. Horita Z., Smith D.J., Furukawa M. et al. Effect of annealing on grain boundary structure submicrometer grained Al-3%Mg alloy observed by high-resolution electron microscopy // Ann. Chim. Fr. 1996. - V. 21.- P. 417 -425.

93. Мусалимов Р.Ш., Валиев Р.З. Дилатометрические исследования алюминиевого сплава с субмикрокристаллической структурой // ФММ. 1992. - № 9. -С. 93-100.

94. Valiev R.Z., Mulyukov R.R., Ovchinnikov V.V. Direction of grain boundary phase in submicron iron // Philos. Mag. Lett. 1990. - V. 62. - P. 252 - 254.

95. Alexandrov I.V., Zhang K., Lu K. X-ray studies of crystallite size and structure defects in ultrafine-grained copper // Ann. Chim. Fr. 1996. - V. 21. -P. 407-416.

96. Nazarov A.A., Romanov A.E., Valiev R.Z. On the structure, stress fields and energy of nonequilibrium grain boundaries // Acta Metall. Mater. 1993. -V. 41.-P. 1033- 1040.

97. Nazarov A.A., Romanov A.E., Valiev R.Z. On the nature of high internal stresses in ultrafine-grained materials // Nanostructured Materials. 1994. -№4.-P. 93-101.

98. Valiev R.Z., Alexandrov I.V., Islamgaliev R.K. Processing and mechanical properties of nanostructured materials prepared by severe plastic deformation // Nanostructured Materials. 1998. - V. 5. - P. 121 - 142.

99. Research and application of metal matrix nanocomposites // Report of INTAS Project № 1997-1243. 2000.

100. Gertsman V.Yu., Birringer R., Valiev R.Z., Gleiter H. Structure and strength of ultrafine-grained copper produced by severe plastic deformation // Scripta Metall. Mater. 1994. - V. 30. - P. 229 - 234.

101. Амирханов H.M., Исламгалиев P.K., Валиев Р.З. Релаксационные процессы и рост зерен при изотермическом отжиге ультрамелкозернистой меди, полученной интенсивной пластической деформацией // ФММ. 1998. - Т. 86. -Вып. 3.- С. 99- 105.

102. Лухвич А.А. Влияние дефектов на электрические свойства металлов. -Минск: Наука и техника, 1976. 271 с.

103. Korznikov A.V., Korznikova G.F., Myshlyaev M.M. et al. Evolution of nanocrystalline Ni structure during heating // The Physics of Metals and Metallography. 1997. - V. 84. - № 4. - P. 413 - 417.

104. Korznikov A.Y., Dimitrov O., Korznikova G. Thermal evolution of the structure of ultra fine grained materials produced by severe plastic deformation //Ann. Chim. Fr. 1996. - V. 21. - P. 443 - 447.

105. Klement U., Erb.,Aust K.T. Investigation of the grain growth behaviour of nanocrystalline nickel // Nanostructured Materials. 1995. - V. 6. -P. 581 -588.

106. Grabovetskaya G.P., Kolobov Yu.R., Ivanov K.V., Girsova N.V. Structure and Creep Behavior of Nanostructured Materials Produced by Severe Plastic Deformation // The Physics of Metals and Metallography. 2002. - V. 94. - Suppl. 2. - P. S37 - S44.

107. Кашин O.A., Дударев Е.Ф., Колобов Ю.Р. и др. Эволюция структуры и механические свойства наноструктурного титана при термомеханических обработках //Материаловедение. 2003. - №3. - С. 25 - 30.

108. Дударев Е.Ф., Бакач Г.П., Грабовецкая Г.П. Структура, неупругие свойства и деформационное поведение ультрамелкозернистого титана // Изв. вузов. Физика. 2004. - № 9. - С. 33-41.

109. Грабовецкая Г.П., Мишин И.П., Колобов Ю.Р., Раточка И.В., Забудченко О.В. Инициированная диффузией примеси с поверхности рекристаллизация субмикрокристаллического молибдена // Изв. Вуз. Физика. 2007. - № 5. -С. 37-42.

110. Корзников А.В., Идрисов С., Носкова Н.И. Структура и термостабильность субмикрокристаллического молибдена // ФММ. 1998. - Т.85. - № 3. -С. 113-118.

111. Почивалов Ю.И., Колобов Ю.Р., Коротаев А. Д. О закономерностях активированной рекристаллизации сплавов на основе молибдена // ФММ. -1982. Т. 82. - Вып. 2. - С. 296 - 301.

112. Колобов Ю.Р. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зерен и пластичность металлических поликристаллов. Новосибирск: Наука, 1998.-184 с.

113. King А.Н. Diffusion induced grain boundary migration // Intern. Mat. Rtv. -1987. V. 32. - № 4. - P. 173 - 189.

114. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник. / Н.П. Лякишев М.: Машиностроение, 2001. 418 с.

115. Забудченко О.В., Грабовецкая Г.П. Влияние зернограничных диффузионных потоков атомов никеля на эволюцию структуры и ползучесть молибдена // Сб.: Материаловедении, технологии и экология в III тысячелетии. -Томск, 2003.-С. 28-30.

116. Гапонцев В.Л., Кондратьев В.В. Диффузионные фазовые превращения в нанокристаллических сплавах при интенсивной пластической деформации // Докл. Академии наук. 2002. - Т. 385. - № 5. - С. 1 - 4.

117. Korznikov A.V., Ivanisenko Yu.V., Laptionok D.V. et al. Influence of severe plastic deformation on the structure and phase composition of the carbon steel // Nanostructured Materials. 1994. - V.4. - P. 159 - 170.

118. Shen H., Li Z., Guenther В., et al. Influence of powder consolidation methods on the structural and thermal properties of nanophase Cu-50wt%Ag alloy // Nanostructured Materials. 1995. - V. 6. - P. 385 - 388.

119. Itoh G., Yasegawa H., Zhou T. et al. Microstructural change of beta type titanium alloy by intense plastic deformation // In Nanomaterials by Severe Plastic Deformation. / Edited by Z. Horita. Fukuoka: Trans. Tech. Publication Ltd, 2005.-P. 705-710.

120. Ко Y.G., Kim J.H., Lee C.S., et al. High temperature deformation behaviour of ultra-fine grained Ti-6A1-4V alloy // Proceedings of III Symposium Ultrafine Grained Materials, Charlotte, North Carolina, USA, March 14 18. 2004.-P. 659 - 664.

121. Fujiwara H., Akada R., Yosita Y., Ameyama K. Microstructure and mechanical of nano-duplex materials produced by HRS process // Nanomaterials by Severe Plastic Deformation. / Edited by Z. Horita. Fukuoka: Trans. Tech. Publication Ltd, 2005.-P. 227-232.

122. Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., Гирсова H.B., Мишин И.П. Эволюция структуры и деформационное поведение сплава ВТ6 в процессе высокотемпературной ползучести // Физическая мезомеханика. 2005. - Спец. вып. - Т. 8. - С. 75 - 78.

123. Портной К.И., Бабич Б.Н. Дисперсноупрочненные материалы. М.: Металлургия, 1974. - 200 с.

124. Куликов В.А., Зайцева Н.М., Колобов Ю.Р., Бушнев JI.C. Структура и свойства дисперсно-упрочненных никелевых сплавов. Томск: Изд-во ТГУ, 1998.-240 с.

125. Naser J., Riehemann W., Ferkel H. Dispersion hardening of metals by nano-scaled ceramic powders // Materials Science and Engineering. 1997. -V. A234 -236. - P. 467 - 469.

126. Исламгалиев P.К., Валиев Р.З. Ахмедьянов А.Е., и др. Высокопрочное состояние дисперсноупрочненной меди с субмикрокристаллической структурой // ФММ. 1993. - Т. 75. - Вып. 2. - С. 145 - 149.

127. Grundmann U., Gerner М., Heilmaier М. et al. Deformation behaviour of oxide-dispersion-strengthened silver. // Materials Science and Engineering. 1997. -V. A234 -236. - P. 505 - 508.

128. Sauer C., Weisgraber Т., Dehm G. et al. Dispersion strengthening of copper alloys // Zeitschrift fur Metallkunde. 1998. - V. 89. - № 2. - P. 119 - 125.

129. Alexandrov IY.,Zhu Y.T., Valiev R.Z. et al Structure and mechanical behaviour of nanocomposites processed by SPD consolidation of metallic and ceramic powders //Aerosols.-1998.- V. 4.-№ 10.-P. 225-227.

130. Islamgaliev R.K., Buchgraber W., Amirkhanov N.M., et al. Deformation behaviour of Cu-based nanocomposite processed by severe plastic deformation // Mat. Sci. Eng. 2001. - V. A319 - 321. - P. 874 - 878.

131. Иванов K.B., Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., и др. Структура и механические свойства композита Си-0,5 вес.% А1203, полученного воздействием интенсивной пластической деформации // Перспективные материалы. -2001.-№4.-С. 78-83.

132. Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., Гирсова Н.В. Влияние холодной пластической деформации на структуру и деформационное поведение субмикрокристаллического титана, полученного методом равноканального углового прессования // ФММ. 2004. - № 6. - С. 34 - 42.

133. Zhu Y.T., Kolobov Yu.R., Grabovetskaya G.P., et al. Microstructures and mechanical properties of ultrafine-grained Ti foil processed by equal-channel angular pressing and cold rolling // J Mater. Res. 2003 - V. 18.-№ 4. -R 1011-1016.

134. Дударев Е.Ф., Бакач Г.П., Грабовецкая Г.П, и др. Деформационное поведение и механические свойства ультрамелкозернистого титана, полученного методом равноканального углового прессования // Металлы. 2004. - № 1. -С. 87-95.

135. Monchou J.P., Derep J.L., Sarfati М. Grain boundary relaxation of sub-micron grained copper processed by severe plastic deformation // Ann. Chim. Fr. 1996. -V. 21.-P. 503-513.

136. Moelle С.Н. Fecht H.J. Thermal stability of nanocrystalline iron prepared by mechanical attrition. // Nanostructured Materials. 1995. - V. 6. - P 421- 423.

137. Massumura R.A., Harziedine P.M., Pande C.S. Yield stress of fine grained materials // Acta Mater. 1998. - V. 46. - № 13. - P. 4527 - 4534.

138. Мороз JI.C. Механика и физика деформаций и разрушение материалов. -М.: Машиностроение, 1984. 224 с.

139. Бакач Т.П., Дударев Е.Ф., Г.П. Грабовецкая, и др. Локализация пластической деформации на макромасштабном уровне в субмикрокристаллических металлах и сплавах // Физическая мезомеханика. 2004. - Т. 7. - Спец. вып. -Ч.1.-С. 135- 137.

140. Панин В.Е., Дерюгин Е.Е. Самоорганизация макрополос локализованного сдвига и фазовые волны переключений // Физическая мезомеханика. 1999. - Т. 2. - № 1-2. - С. 77 - 88.

141. Vinogradov A., Nagasaki S., Patlan V. et al. Fatigue properties of 5056 Al-Mg alloy produced by equal-channel angular pressing // Nanostructured Materials. -1999.-V. 11.-№7.-P. 925-934.

142. Akamatsu H., Fujinami Т., Horita Z., Langdon T G. Influence of rolling on the superplastic and behavior of an Al-Mg-Sc alloy after EKAP // Scripta mater. -2001.-V. 44.-P. 759-764.

143. Mishra R.S., Valiev R.Z., McFadden S.X. et al. Severe plastic deformation processing and high strain rate superplasticity in aluminum matrix composite // Scripta Materialia. 1999. -V. 40. -№ 10. - P. 1151 - 1155.

144. Naidenkin E.V., Dudarev E.F., Kolobov Yu.R., et al. The effect of equal-channel angular pressing on structure-phase changes and superplastic properties of Al-Mg-Li alloy // Materials Science Forum. 2006. - V. 503-504. -P. 983-988.

145. Иванов К. В. Закономерности формирования структуры и механизмы ползучести субмикрокристаллических Ni, Си и Си-А1203. Автореф. дис. канд. физ.-мат. наук. Томск: ИФПМ, 2001.

146. Колобов Ю.Р., Грабовецкая Г.П., Дударев Е.Ф., Иванов К.В. Получение, структура и механические свойства объемных наноструктурных композиционных материалов для медицины и техники // Вопросы материаловедения. 2004. - Т. 37. - № 1. - С. 56 - 63.

147. Колобов Ю.Р., Грабовецкая Г.П., Иванов К.В. и др. Разработка наноструктурных металлических композитов для техники // В сб. материалов 6-го. форума «Высокие технологии XXI века». М.: ВКЗАО Экспоцентр, 2005. -С. 379-382.

148. Lu L., Sui M.L., Lu К. Cold rolling of bulk nanocrystalline copper // Acta Mater. 2001. - V. 49. - № 6. - P. 4127 - 4134.

149. Колобов Ю.Р., Дударев Е.Ф., Кашин O.A., Грабовецкая Г.П., Почивалова Г.П., Валиев Р.З. Способ получения ультрамелкозернистых титановых заготовок // Патент РФ № 2251588. 2005. - Бюл. № 13.

150. Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., Гирсова Н.В. Валиев Р.З., Столяров В.В., Желяев А.П., Жу Ю.Т. Способ получения высокопрочной фольги из титана // Патент РФ № 2243835. 2005. - Бюл. № 1.

151. Fischer J.C. Calculation of diffusion concentration curves of surfaces and grain boundary diffusion. // J.Appl. Phys. 1951. - V. 22. - № 1. - P. 74 - 77.

152. Suzuoka T. Lattice and grain boundary diffusion in polycrystals // Trans. Jap. Inst. Metals. 1961. - V. 2. - №. 1. - P. 25 - 32.

153. Whipple R.T.P. Concentration contours in grain boundary diffusion // Philos. Mag. 1954. - V. 45. - № 351. - P. 1225 - 1236.

154. Le Claire A.D. The analysis of grain boundary diffusion measurements // Brit. J. Appl. Phys. 1963. - V. 14. - №. 2. - P. 351 - 356.

155. Martin G. Measure des coefficients de diffusion le long limide phase // Acta met. 1975. - V. 23. - № 6. - P. 697 - 702.

156. Bernardini J., Martin G. Measurement of grain boundary selfdiffusion coefficients in single phase binary solid solutions // Scr. Met. 1975. - V. 10. - № 9. -P. 833-837.

157. Мишин Ю.М., Разумовский И.М. Диффузионные параметры границы раздела асимптотические разложения и обработка экспериментальных данных // ФММ. - 1982. - Т. 53. - Вып. 5. - С. 954 - 962.

158. Мишин Ю.М., Разумовский И.М. О возможности определения ширины границы раздела и коэффициента граничной диффузии в рамках модели Фишера // ФММ. 1982. - Т. 53. - Вып. 4. - С. 756 - 763.

159. Мишин Ю.М., Разумовский И.М. Математические модели и методы определения диффузионных параметров индивидуальных границ // Структура и свойства внутренних поверхностей раздела в металлах. М.: Наука, 1988. -С. 96- 132.

160. Harrison L.G. Influence of dislocation on kinetics in solids with particular to the alkali halides // Trans. Faraday Soc. 1961. - V. 57. - № 7. - P. 1191 - 1199.

161. Мишин Ю.М., Разумовский И.И. Раздельное определение коэффициента граничной диффузии и диффузионной ширины границ зерен // Поверхность. Физика, химия, механика. 1986. - № 3. - С. 119 - 129.

162. Мишин Ю.М., Разумовский И.И. Теория и экспериментальная проверка метода раздельного определения коэффициента граничной диффузии и диффузионной ширины границ зерен // ДАН АН СССР. 1985. - Т. 280. - № 5. -С. 1125 -1128.

163. Hart E.W. On the role of dislocations in the bulk diffusion // Acta Met.-1957. -V.5.-№ 10.-P. 597-603.

164. Ishida Y., Ichinose H., Kizuka T., Suenaga K. High-resolution electron microscopy of interfaces of nanocrystalline materials // Nanostructured Materials. -1995.-V. 6.-P. 115-124.

165. Грабовецкая Г.П., Раточка И.В., Колобов Ю.Р., Пучкарева JI.H. Сравнительные исследования зернограничной диффузии меди в субмикро- и крупнокристаллическом никеле // ФММ. 1997. - Т. 83. - №3. -С. 112-116.

166. Колобов Ю.Р., Грабовецкая Г.П., Раточка И.В., Иванов К.В. Особенности ползучести и диффузионные параметры субмикрокристаллических материалов // Изв. вузов. Физика. 1998. - №3. - С. 77 - 82.

167. Kolobov Yu.R., Grabovetskaya G.P., Ivanov M.B. et al. Grain boundary diffusion characteristics of nanostructured nickel // Scripta Materialia. 2001. -V. 44.-№6.-P. 873-878.

168. Грабовецкая Г.П., Мишин И.П., Раточка И.В., Псахье С.Г., Колобов Ю.Р., Зернограничная диффузия никеля в субмикрокристаллическом молибдене, полученном интенсивной пластической деформацией // Письма в ЖТФ. -2008. Т. 33. - № 4.- С. 7-14.

169. Фрост Г. Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. Челябинск: Металлургия, 1989. - 325 с.

170. Лариков Л.Н., Исайчев В.И. Диффузия в металлах и сплавах. Киев: Нау-кова думка, 1986. - 520 с.

171. Грабовецкая Г.П., Найденкин Е.В., Колобов Ю.Р., Раточка И.В. Высокотемпературная ползучесть никеля в условиях зернограничной диффузии примеси с поверхности // Изв. вузов. Физика. 1997. - №7. - С. 119 - 125.

172. Зандерн А. Методы анализа поверхностей. М.: Мир, 1979. - 532 с.

173. Пуарье Ж.П. Высокотемпературная пластичность кристаллических тел. -М.: Металлургия, 1982. 272 с.

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

175. Nabarro F.R.N. Steady state diffusion creep // Phil. Mag. 1967. V. 16. -P. 231-237.

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

177. Панин В.Е., Фомин В.М., Титов В.М. Физические принципы мезомеханики поверхностных слоев и внутренних границ раздела в деформируемом твердом теле // Физическая мезомеханика. 2003. - Т.6. - № 2. - С. 5-14.

178. Грабовецкая Г.П., Чернова Л.В., Колобов Ю.Р., Гирсова. Структура и деформационное поведение субмикрокристаллического титана при ползучести // Физическая мезомеханика. 2002. - Т. 5. - № 6.- С. 87- 94.

179. Kolobov Yu.R., Grabovetskaya G.P., Ratochka I.V. et al. Effect of grain-boundary diffusion fluxes of copper on the acceleration of creep in submicro-crystalline nickel // Annales de Chimie. 1996. - № 11. - P. 483 - 492.

180. Kolobov Yu.R., Grabovetskaya G.P, Ivanov K.V. et al. Diffusion and plasticity of submicrocrystalline metals and alloys // Solid state phenomena. 2003. -V. 94. - P. 35 - 40.

181. Kolobov Yu.R, Grabovetskaya G.P., Ivanov K.V., Ivanov M.B. Grain Boundary Diffusion and Mechanisms of Creep of Nanostructured Metals // Interface Science. 2002. - V. 10. - № 1. -P. 31 - 36.

182. Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., Раточка И.В, Иванов К.В. Исследование энергии активации ползучести субмикрокристаллического никеля. // Сб.: Актуальные проблемы прочности. Новгород, 1998. - С. 171 - 174.

183. Колобов Ю.Р., Грабовецкая Г.П., Иванов К.В., Гирсова Н.В. Влияние состояния границ и размера зерен на механизмы ползучести субмикрокристаллического никеля. // ФММ. 2001. - Т. 90. - Вып. 5. - С. 105 - 109.

184. Kolobov Yu.R., Grabovetskaya G.P., Ivanov K.V., Creep features of nanostructured materials produced by severe plastic deformation // Ann. Chim. Sci. Mat. -2002. V. 27. - № 3. - P. 89 - 98.

185. Цвиккер У. Титан и его сплавы. М.: Металлургия, 1979. - 512 с.

186. Чадек Й. Ползучесть металлических материалов. М.: Мир, 1987. - 304 с.

187. Weertman J., Weertman J.R. Constitutive equation and diffusion-dislocation control creep // Mater. Sci. Eng. 1987. - V. A166. - P. 161 - 171.

188. Raj S.V., Langdon T.G. Creep behavior of copper at intermediate temperature. // Acta. Met. 1989. - V.37. - № 3. - P. 843 - 852.

189. Панин B.E., Лихачев B.A., Гриняев Ю.В. Структурные уровни деформации твердых тел. Новосибирск: Наука, 1985. - 229 с.

190. Панин В.Е. Синэнергетические принципы физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. 2000. - Т. 1. - № 6. - С. 5 - 37.

191. Поздняков В.А., Глезер A.M. Структурные механизмы пластической деформации нанокристаллических материалов // ФТТ. 2002. - Т.44. -Вып. 4.-С. 705-710.

192. Sherby O.D., Burke P.M. Mechanical behavior of crystalline solids at elevated temperature // Prog. Mater. Sei. 1967. - V. 13. - P. 325 - 390.

193. Панин В.Е. Поверхностные слои твердых тел как синэнергетический активатор пластического течения нагруженного твердого тела // Металловедение и термическая обработка металлов. 2005. - № 7. - С. 62 - 68.

194. Valiev R.Z., Kozlov E.V., Ivanov Yu.F. et al. Deformation behavior of ultraflne grained copper // Acta Met. Mater. 1994. - V. 42. - P. 2467 - 2475.

195. Дударев Е.Ф., Кашин.О.А., Колобов Ю.Р. Истинное зернограничное проскальзывание в крупнозернистом и ультрамелкозернистом титане // Изв. вузов. Физика. 2004 - Т. 47. - № 6. - С. 39 - 46.

196. Кайбышев О.А. Пластичность и сверхпластичность металлов. М.: Металлургия, 1975. - 279 с.

197. Карим. А. Теория диффузионного течения мелкозернистых материалов с неньютоновской вязкостью // Сверхмелкое зерно в металлах. М.: Металлургия, 1973. - С. 275 - 300.

198. Kaibyshev О.А. Superplasticity of Alloys, Intermetallides and Ceramics. Berlin: Springer, 1992. - 280 p.

199. Новиков И.И., Портной В.К. Сверхпластичность сплавов с ультрамелкозернистой структурой. М.: Металлургия, 1981. - 167 с.

200. Колобов Ю.Р., Раточка И.В. Стимулированная диффузией ползучесть молибдена в режиме кратковременной сверхпластичности // ФММ. 1990. -№8. -С. 185-191.

201. Kolobov Yu.R., Grabovetskaya G.P. Mechnisms of creep in bulk nanostructured metallic materials // In Severe Plastic Deformation: Towards Bulk Production of Nanostructured Materials. New York: Nova Science Publishes, 2006. -P. 275 - 293.

202. Schilling W.F., Grant N.S. High temperature behavior of Cu-A1203 alloys // Powder Metallurgy International. 1973. - V. 5. - № 3. - P. 117 - 121.

203. Islamgaliev R.K., Buchgraber W., Amirkhanov N.M. et al. Deformation behavior of Cu-based nanocomposite processed by severe plastic deformation // Mat. Sci. Eng. 2001. - V. A319 - 321. - P. 874 - 878.

204. Rosier J., Joos R., Arzt E. // A New model creep equation for dispersion strengthened materials // Acta Metall. Mater. 1990. - V. 38. - № 4. -P. 671-683.

205. Жеребцов C.B., Салищев Г.А., Галлеев P.M. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане и его сплавах. // Сб.: Физика и химия ультрадиспесных систем- Екатеринбург: УрОРАН, 2001. Часть I. -С. 189-194.

206. Колачев Б.А. Водородная хрупкость цветных металлов. М.: Металлургия, 1966.-266 с.

207. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Буханова A.A. Механические свойства титана и его сплавов. М.: Металлургия, 1974. - 544 с.

208. Ильин A.A., Мамонов A.M. Температурно-концентрационные диаграммы фазового состава водородсодержащих многокомпонентных сплавов на основе титана // Металлы. 1994. - № 5. - С. 71 - 78.

209. Мальков A.B. Колачев Б.А. Влияние водорода на энергию разрушения титановых сплавов // ФММ. 1970. - Т. 42. - Вып. 2. - С. 364 - 379.

210. Мазуровский М.И., Мурзинова М.А., Салищев Г.А., Афоничев Д.Д. Использование водородного легирования для формирования субмикрокристаллической структуры в двухфазных титановых сплавах // Металлы. -1995.-№6.-С. 83 -88.

211. Yoshimura H., Nakahigashi J. Ultra-fine grain refinement, superplasticity and its application of titanium alloys obtained through protium treatment // Mat. Sei. Forum. 2003. - V. 426 - 432. - P. 673 - 680.

212. Панин B.E., Панин Л.Е. Масштабные уровни гомеостаза в деформируемом твердом теле // Физическая мезомеханика. 2004. - Т.7. - № 4. - С. 5 - 23.

213. Панин A.B. Нелинейные волны локализованного пластического течения в наноструктурированных поверхностных слоях твердых тел и тонких пленок //Физическая мезомеханика. 2005. - Т. 8. - № 3. - С. 5 - 17.

214. Штремель М.А. Прочность сплавов. Ч. 2. Деформация. М.: МИСИС, 1997.-527 с.

215. Hirth J.P. Effects of hydrogen on the properties of iron and steel // Metall. Trans. A. 1980. - IIA. - P. 861 - 890.

216. Robertson I.V. The effect of hydrogen on dislocation dynamics // Engineering Fracture Mechanics. 2001. - V. 68. - P. 671 - 692.

217. Мальков A.B., Колачев Б.А. Методы оценки влияния водорода на служебные характеристики титановых сплавов // Проблемы прочности. 1979. -№ 1.-С. 65-72.

218. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов. Москва.: Машиностроение, 1974. - 367 с.

219. Мальков A.B., Горшков Ю.В. Комплексная методика определения критических концентраций водорода в титановых полуфабрикатах и конструкциях // Сб.: Вопросы металловедения и технологии легких и жаропрочных сплавов. М.: ВИЛС, 1980. - С. 160 - 162.

220. Колачев Б.А. Мальков А.В.Физические основы разрушения титана. М.: Металлургия, 1968. - 160 с.

221. Колобов Ю.Р., Раточка И.В. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зерен и пластичность поликристаллических металлов. // Физическая мезомеханика и компьтерное конструирование материалов. Новосибирск: Наука, 1995. - С. 249 - 264.

222. Колобов Ю.Р., Марвин В.Б. О диффузионном режиме активации границ зерен потоком примеси // ФММ. 1989. - Т.61. - Вып. 6. - С. 1204 - 1208.

223. Раточка И.В., Найденкин Е.В., Даниленко В.Н., Колобов Ю.Р. Эволюция микроструктуры молибдена в условиях воздействия на границы зерен диффузионными потоками примеси // ФММ. 1995. - Т. 79. - № б. -С. 137 - 142.

224. Колобов Ю.Р., Марвин В.Б., Раточка И.В., Коротаев А.Д. Явление активации зернограничного проскальзывания диффузионными потоками атомов по внутренним поверхностям раздела // Докл. АН СССР. 1985. - Т. 283. -№ 3. - С. 605 - 608.

225. Колобов Ю.Р., Марвин В.Б. Условия проявления эффекта активации зерно-граничного проскальзывания в железе диффузионными потоками никеля // Металлофизика. 1989. - Т.11. - № 4. - С. 3 - 7.

226. Kolobov Yu.R., Ratochka I.V. Realization of superplastic state of polycrystals grain boundary diffusion // J. Mater. Sei. and Technol. 1995. - V.ll. - №1. -P. 38-43.

227. Kolobov Yu.R., Grabovetskaya G.P., Ratochka I.V., Ivanov. K.V. Diffusion-induced creep of polycrystalline and nanostructured metals // Nanostructured Materials. 1999. - V. 12. - P. 1127 - 1130.

228. Kolobov Yu.R., Grabovetskaya G.P., Ivanov M.B. Copper grain boundary and diffusion induced creep in nanostructured nickel // High Technology. 2000. -V. 80. - P. 261 - 266.

229. Грабовецкая Г.П., Раточка И.В., Кабанова E.B. и др. Исследование влияния зернограничных диффузионных потоков меди на ползучесть никеля // Изв. вузов. Физика. 1994. - №12. - С. 83 - 86.

230. Иванов К.В., Раточка И.В., Колобов Ю.Р. Исследование механических свойств субмикрокристаллической меди при испытаниях на растяжение и ползучесть //Труды Международного семинара «Актуальные проблемы прочности». Новгород, 1997. - Т.2. - С. 168 - 171.

231. Kolobov Yu.R., Grabovetskaya G.P., Ivanov K.V., Ivanov M.B. Diffusion and properties of bulk nanostructured metals and alloys processed by severe plastic deformation // Defect and Diffusion Forum. 2003. - V. 216 - 217. -P. 253 - 262.

232. Грабовецкая Г.П. Закономерности ползучести объемных субмикрокристаллических металлических материалов в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси из покрытия // Физическая мезомеханика. 2005. - Т. 8. - № 2. - С. 49 - 60.

233. Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., Марвин В.Б., Прокофьев С.И. // Влияние диффузии примеси с поверхности на ползучесть моно- и бикристаллов меди и молибдена // ФММ. 1990. - №9. - С. 193 - 196.

234. Найденкин Е.В., Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р, Раточка И.В. Влияние типа зернограничного ансамбля на ползучесть никеля в условиях диффузии атомов серебра с поверхности // ФММ. 1999. - Т. 88. - Вып. 4. -С. 125 - 132.

235. Найденкин Е.В. Закономерности проявления эффекта активации ползучести зернограничными диффузионными потоками примеси в крупнозернистом и субмикрокристаллическом никеле. /Автореф. дис. канд. физ.-мат. наук. Томск: ИФПМ, 2000.

236. Колобов Ю.Р., Иванов К.В., Грабовецкая Г.П., Исламгалиев Р.К. Исследование возможности достижения сверхпластичности субмикрокристаллической меди // Структура и свойства нанокристаллических материалов. Екатеринбург, 1999. - С. 146 - 149.

237. Divinski S., Lohmann. M, Herzig Chr. Ag grain boundary diffusion and segregation in Cu: measurements in the types В and С diffusion regimes // Acta Mater. -2002. V.49. - P. 249-261.

238. Sarcent G.A., Conrad H. On the strengthening of titanium by oxygen/ // Scripta Metall. 1972.-№ 6. - P. 1099- 1101.

239. Conrad H. Effect of interstitial solutes on the strength and ductility of titanium // Progr. Mater. 1981. - V.26. - P. 123 - 143.

240. Гольдшмидт Х.Д. Сплавы внедрения. M.: Мир, 1971. - 424 с.

241. Физическое металловедение. Т. 3 / Под ред. Р.У. Канна и П. Хаазена. М.: ' Металлургия, 1987. - 662 с.

242. Mishra R.S., Bieler T.R., Mukherjee А.К., Mechanism of high strain rate super-plasticity in aluminium alloy composites // Acta Mater. 1997. - V.45.-№ 2. -P. 561 -568.

243. Xu Ch., Langdon T.G. Creep and Mechanical Properties of a Commercial Aluminum Alloy Processed by ECAP / Nanomaterials by Severe Plastic Deformation. / Edited by Z. Horita. Fukuoka: Trans Tech Publication Ltd, 2005. -P. 77 - 82.

244. Kim T.W. Heterogeneous microstructure of Ti-6A1-4V and its effect on superplastic deformation // Scripta Mater. 2001. - V. 45. - P. 923 - 929.

245. Кайбышев O.A., Утяшев Ф.З. Сверхпластичность, измельчение структуры и обработка труднодеформируемых сплавов. М.: - Наука, 2002. - 438 с.

246. Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., Гирсова Н.В., Мишин И.П. Эволюция структуры и деформационное поведение сплава ВТ6 в процессе высокотемпературной ползучести // Физическая мезомеханика. 2005. - Т. 8. -Спец. выпуск - С. 75 - 78.

247. Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., Мельникова Е.Н. Закономерности и механизмы высокотемпературной ползучести субмикрокристаллического титанового сплава Ti-6A1-4V // Материаловедение. 2007. - №4. -С. 41 - 46.

248. Салищев Г.А., Мазуровский М.И., Левин И.Э. Влияние фазовой неравновесности на глобуляризацию пластинчатой микроструктуры в титановом сплаве при горячей деформации //ФММ. 1990. - № 2. - С. 149 - 151.

249. Burton В. Diffusion creep of polycrystalline materials. York: Trans. Tech. Publication, 1977. - 119 p.

250. Li Y., Langdon T.G. A unified interpretation of threshold stresses in the creep and high strain rate superplasticity of metal matrix composites // Acta Mater.1999. V. 47. - № 12. - P. 3395 - 3403.

251. Mishra R.S., Mukherjee A.K. An analysis of the role of grain size on superplasticity of у titanium aluminides // J. of Mater. Sci. 2000. - № 35. - P. 147 - 151.

252. Ranganath S., Mishra R.S. Steady state creep behaviour of particulate-reinforced titanium matrix composites // Acta Mater. 1996. V. 44. - № 3. - P. 927 - 935. '

253. Ma Z.Y., Mishra R.S., Tjong S.C. High-temperature creep behaviour of TiC particulate reinforced Ti-6A1-4V alloy composite // Acta Mater. 2002. - V. 50. -P. 4293-4302.

254. Бокштейн С.З. Диффузия и структура металлов. М: Металлургия, 1973. -206 с.

255. Розенберг В.М. Основы жаропрочности металлических материалов. -М: Металлургия, 1973. 395 с.

256. Кузнецова Р.И. Роль зернограничной пористости в сверхпластичности // ФММ. 1978. - Т. 45. - № 3. - С. 841 - 846.

257. Бочвар А.А., Свидерская З.А. О разных механизмах пластичности в металлических сплавах // Изв. АН СССР. Отделение технических наук. 1948. -№5.-С. 649-653.

258. Ashby M.F., Edward G.H., Davenport I., Verrall R.A. Interface controlled diffusion creep //Acta Met. 1978. - V. 26. - № 9. - P. 1379 - 1378.

259. Mukherjee A.K. Superplasticity in metals, ceramic and intermetallic // Materials Science and Technology. 1993. - V. 6. - P. 83 - 89.