Термоактивационный анализ и пластическое поведение монокристаллов сплава NI3GE в опытах по релаксации напряжений, вариации скоростей и температур деформации тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат физико-математических наук Геттингер, Максим Викторович

• Геттингер, Максим Викторович
• кандидат физико-математических наук
• 2011

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Геттингер, Максим Викторович

Введение.

1. Пластичность интерметаллических соединений со сверхструктурой Ь12.

1.1. Аномалия температурной зависимости предела текучести. Многостадийность.

1.2. Кривые течения.

1.3. Механические свойства сплавов со сверхструктурой Ь12 в опытах по вариации скорости деформации.

1.4. Механические свойства сплавов со сверхструктурой Ь12 в опытах по релаксации напряжений.

1.5. Проблемы термоактивационного анализа пластической деформации сплавов со сверхструктурой Ь12.

1.6. Постановка задачи.

2. Материал и методика экспериментальных исследований.

2.1. Материалы исследования.

2.2. Методика механических испытаний.

2.3. Графическая обработка экспериментальных данных.

3. Влияние скорости деформации на пластическое поведение монокристаллов сплава №3Ое.

3.1. Форма скачка напряжений при вариации скорости деформации.

3.2. Анализ наблюдаемой формы скачка напряжений сплавов со сверхструктурой Ь12. Аномальная и нормальная составляющая скачка напряжений.

3.3. Анализ различных параметров, полученных из диаграмм ступенчатого нагружения монокристаллов №3ве ориентации [0 0 1].

3.3.1. Зависимость полного скачка напряжений, аномальной и нормальной составляющей скачка напряжений от температуры, деформации и приложенного напряжения.

3.3.2. Влияние величины вариации скорости деформации на скачок напряжений и его составляющие.

3.3.3. Влияние отклонения от стехиометрии атомного состава фазы №3Ое на скачок напряжений и его составляющие.

3.3.4. Скоростная чувствительность монокристаллов сплава №3Ое ориентации [0 0 1] в сравнении со скоростной чувствительностью монокристаллов чистого №.

3.3.5. Влияние скорости деформации на величину коэффициента деформационного упрочнения.

3.4. Анализ различных параметров, полученных из диаграмм ступенчатого нагружения монокристаллов Ni3Ge ориентации [ 2 3 4].

3.5. Времена переходных процессов.

3.6. Кривые течения при различных скоростях деформации. Скоростная чувствительность из опытов с постоянной скоростью деформации на разных образцах.

4. Пластическое поведение монокристаллов сплава Ni3Ge в опытах по вариации температуры деформации.

4. 1. Вариация температуры деформации на монокристаллах Ni3Ge ориентации

0 0 1]. Закон Коттрелла-Стокса.

4.2. Разделение скачка напряжений при вариации скорости деформации на нормальную и аномальную составляющие.

4.3. Анализ коэффициентов в законе Коттрелла-Стокса.

4.4. Вариация температуры испытания при деформации монокристаллов сплава

Ni3Ge, имеющих ориентацию отличную от направления [0 0 1].

5. Температурная аномалия пластического поведения сплавов со сверхструктурой Lb в опытах по релаксации напряжений.

5.1. Кривые релаксации.

5.2. Скорость деформации при релаксации.

5.3. Температурная зависимость скорости деформации при релаксации.

6. Термоактивационный анализ пластической деформации сплавов со сверхструктурой Ll2.

6.1. Измерение активационного объема пластической деформации монокристаллов Ni3Ge.

6.2. Оценки плотности дислокаций по величине активационного объема.

6.3. Энергии активации контактного взаимодействия сверхдислокаций.

6.4. Энергии активации термического упрочнения (энергии активации «аномальных» механизмов).

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Термоактивационный анализ и пластическое поведение монокристаллов сплава NI3GE в опытах по релаксации напряжений, вариации скоростей и температур деформации»

Актуальность темы диссертации. Широкое техническое использование интерметаллидов, которые применяют для изготовления горячих частей двигателя внутреннего сгорания, деталей дизельных двигателей и оснащения высокотемпературных печей [1, 2], лопаток газотурбинного двигателя, применяют как магнитные материалы, используют для обеспечения высокотемпературных релейных контактов, в ювелирной технике определяет необходимость изучения различных свойств данных материалов. В особенности это касается выяснения закономерностей и механизмов пластической деформации интерметаллидов со сверхструктурой Ll2. Связано это с тем, что именно для данной группы материалов наиболее ярко выражено свойство термического упрочнения, которое проявляется в том, что предел текучести и напряжения течения по мере нагревания увеличиваются в 5-10 раз. Не вызывает сомнений необходимость и важность исследования природы этого уникального явления как с практической, так и с теоретической точки зрения.

Настоящая работа является логическим продолжением и развитием цикла исследований [3-18, 19, 20, 21, 22, 23, 24, 25, 26], проведенных в разные годы на монокристаллах сплавов со сверхструктурой Ll2. Особенно подробно в данных работах изучены закономерности термического и деформационного упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge, имеющих различные ориентации осей сжатия. Высокая степень детализации, с которой были получены температурные зависимости предела текучести (шаг по температуре составлял 50-70°), позволила обнаружить стадии термического упрочнения, и выявила существенную зависимость стадийности от ориентации оси деформации монокристаллов [10]. Для объяснения стадийности температурных зависимостей предела текучести была предложена теоретико-феноменологическая схема, в основе которой лежит принцип суперпозиции нескольких механизмов термического упрочнения и разупрочнения [10, 21]. Исследования механических свойств монокристаллов сплава Ni3Ge были дополнены исследованиями эволюции дислокационной структуры [6, 7, 8, 9, 13, 26], которые позволили получить ряд важных количественных параметров и соотношений, выделить вклады в напряжения течения со стороны различных механизмов деформации. Построена математическая модель термического и деформационного упрочнения сплавов со сверхструктурой Ll2) в которой использованы некоторые эмпирические соотношения и параметры, полученные в ходе экспериментальных исследований [4,27, 28,29, 30].

В то же время остается еще целый ряд невыясненных вопросов. Касаются они, прежде всего, проблемы проведения термоактивационного анализа пластической деформации на сплавах со сверхструктурой Ь12 и получения в результате термоактивационных параметров, определяющих конкретные механизмы пластической деформации, с одной стороны. С другой стороны, недостаточно изученным является само пластическое поведение данных сплавов в опытах, которые традиционно проводятся в ходе термоактивационного анализа: в опытах с вариацией скорости деформации, в опытах с вариацией температуры деформации, релаксации напряжений. До сих пор недостаточно ясными являются отличия пластического поведения упорядоченных сплавов в опытах с вариацией скорости и температуры деформации, в опытах по релаксации напряжений от пластического поведения чистых металлов и неупорядоченных сплавов в аналогичных видах деформационных испытаний.

Исходя из вышеизложенного, основной целью настоящего исследования стало экспериментальное и теоретическое изучение закономерностей деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплава №3Ое при разных видах нагружения с целью выявления механизмов, лежащих в основе наблюдаемых закономерностей. Формирование принципиально новых подходов к термоактивационному анализу сплавов со сверхструктурой Ь12.

Для достижения цели исследования были поставлены следующие основные задачи:

1. Изучить влияние скорости пластической деформации на напряжения течения монокристаллов сплава №3Ое, имеющих разные ориентации оси деформации в опытах с вариацией скорости деформации и в опытах с получением полных кривых течения при разных скоростях деформации.

2. Исследовать пластическое поведение монокристаллов сплава №3Се, имеющих разные ориентации оси деформации, в опытах с вариацией температуры деформации.

3. Исследовать пластическое поведение монокристаллов сплавов №3Ое в опытах по релаксации напряжений.

4. Сравнить полученные закономерности с пластическим поведением монокристаллов чистого N1 и монокристаллов №3А1 (сплав изоморфный №3(5е).

5. Разработать принципиально новый подход к проведению термоакгивационного анализа в сплавах с аномальной температурной зависимостью механических свойств. Получить термоакгивационные параметры пластической деформации для монокристаллов сплава №3Се. Поставленные задачи были решены в ходе диссертационного исследования. Основными методами исследования в работе являются механические испытания монокристаллов с использованием различных схем нагружения: одноосного статического сжатия, релаксации деформирующих напряжений, вариации скорости и температуры деформации. Исследование деформационного рельефа монокристаллов проводилось с помощью оптической микроскопии и растровой электронной микроскопии. Тестирование и ориентировка монокристаллов осуществлялись с использованием методов рентгеноструктурного анализа.

Достоверность полученных экспериментальных результатов, обоснованность выносимых на защиту положений, выводов, сформулированных в работе, обеспечена корректностью постановки задачи, использованием современных методов исследования структуры и физико-механических свойств, воспроизводимостью результатов и согласованием результатов, когда это возможно было сделать, с данными других исследователей.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, шести глав, заключения, основных выводов и списка литературы из 167 наименований. Общий объем составляет 256 страниц машинописного текста, включающий 156 страниц текста, 161 рисунок и 10 таблиц.

Заключение диссертации по теме «Физика конденсированного состояния», Геттингер, Максим Викторович

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Выполнено качественное описание сложной формы скачка напряжений при вариации скорости деформации монокристаллов интерметаллидов со сверхструктурой Ь12. Показаны основные отличия от формы скачка напряжений в чистых металлах. Установлены качественные закономерности изменения формы скачка напряжений с изменением температуры, деформации и ориентации оси деформирования. Предложена теоретическая схема, объясняющая форму скачка напряжений, основанная на сложении нормального и аномального отклика материала на изменение скорости деформации.

2. Экспериментально получен закон, описывающий скачок напряжений в опытах по вариации скорости деформации для монокристаллов сплава №3Ое со сверхструктурой Ь12, аналогичный закону Коттрелла-Стокса для чистых материалов. Установлено, что скачок напряжений можно разделить на нормальную и аномальную составляющие. Поведение нормальной составляющей аналогично поведению скачка в чистых металлах. Аномальная составляющая слабо зависит от степени деформации, определяется температурой и имеет особенности в области средних и высоких температур. л I а ч(. г'Г:

Ч', и 1 1 п I !

3. Обнаружена и исследована аномальная скоростная зависимость напряжений течения в условиях кубического скольжения для монокристаллов сплава №3Ое.

4. Изучено влияние отклонения состава сплава №3Се от стехиометрии на характер скачка напряжений при вариации скорости деформации. При отклонении состава сплава №3Ое от стехиометрии обнаружено, что при температурах 293К и 373К монокристаллы всех составов проявляют схожее поведение: с ростом приложенного напряжения нормальная составляющая скачка напряжения увеличивается линейно, аномальная составляющая не меняется. При повышенных температурах (>373К) при вариации скорости деформации наблюдаются существенные различия в пластическом поведении монокристаллов различного состава.

5. В опытах по вариации температуры экспериментально установлен закон, аналогичный закону Коттрелла-Стокса для чистых материалов. Установлено, что скачок напряжений имеет нормальную и аномальную составляющие. Доказано, что нормальная составляющая скачка напряжений ведёт себя так же, как скачок напряжений в законе Коттрелла-Стокса в чистых материалах. Изменение аномальной составляющей является определяющей в температурном приросте напряжений течения.

6. Обнаружена аномальная температурная зависимость скорости ползучести в условиях релаксации напряжений.

7. Для сплавов со сверхструктурой Ь12, обладающих аномальной температурной зависимостью механических свойств разработан новый подход к проведению термоактивационного анализа, основанный на принципе суперпозиции механизмов, дающих нормальный и аномальный отклики на изменение скорости или температуры деформации.

8. На основании предложенного подхода проведены измерения эффективного активационного объема. Показано, что изменение величины эффективного активационного объема с деформацией, также как и для чистых металлов, определяется преимущественно процессами, зависящими от плотности дислокаций. Для всех температур выполняется линейная зависимость величины обратной активационному объему от приложенных напряжений. С использованием полученных значений активационных объемов проведена оценка плотности дислокаций, которая показала совпадение порядка полученных величин со значениями, измеренными с помощью метода просвечивающей электронной микроскопии.

9. Определены энергии активации (£У) контактного взаимодействия при октаэдрическом и кубическом скольжениях. Для октаэдрического скольжения при температуре 293К £/=(1,6±0,13)эВ, при температуре 673К С/=(4,3±0,5)эВ. Для кубического скольжения при Т=473К С/=(1,2±0,12)эВ.

10. Получены величины энергии активации механизмов, определяющих температурную зависимость предела текучести монокристаллов сплава №3ве различного состава. Восходящей ветви температурной зависимости предела текучести соответствует низкотемпературная энергия активации (и^, которая в зависимости от состава сплава меняется в диапазоне (0,94-И ,7)* 10"2 эВ и высокотемпературная энергия активации ц2 равная (7,2-Н2,1)-10"2 эВ. Снижение напряжений течения, следующее за «пиком» аномалии, описывается энергией активации (и*]), которая в зависимости от состава сплава меняется в диапазоне (6,2-^7,2) -10"2эВ и второй энергией активации (ц*2) имеющей значения (7,5^-8,5) •10"2эВ. эффективного активационного объема с деформацией, также как и для чистых металлов, определяется преимущественно процессами, зависящими от плотности дислокаций. Для всех температур выполняется линейная зависимость величины обратной активационному объему от приложенных напряжений. С использованием полученных значений активационных объемов проведена оценка плотности дислокаций, которая показала совпадение порядка полученных величин со значениями, измеренными с помощью метода просвечивающей электронной микроскопии.

9. Определены энергии активации (и) контактного взаимодействия при октаэдрическом и кубическом скольжениях. Для октаэдрического скольжения при температуре 293К и = (1,6±0,13)э5, при температуре 673К и = (4,3 ± 0,5 )эВ. Для кубического скольжения при Т=473К и = (1,2 ±0,12)эВ .

10. Получены величины энергии активации механизмов, определяющих температурную зависимость предела текучести монокристаллов сплава №зве различного состава. Восходящей ветви температурной зависимости предела текучести соответствует низкотемпературная энергия активации (иО, которая в зависимости от состава сплава меняется в диапазоне (0,94*1,7)-10"2 эВ и высокотемпературная энергия активации и2 равная (7,2^-12,1 )• 10"2 эВ. Снижение напряжений течения, следующее за «пиком» аномалии, описывается энергией активации (11*1), которая в зависимости от состава сплава меняется в диапазоне (6,2*7,2) -10" эВ и второй энергией активации (и*2) имеющей значения (7,5*8,5) -10"2эВ.

I !

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Природа деформационного и термического упрочнения сплавов со сверхструктурой L1?

Закономерности, полученные в настоящей работе при исследовании механических свойств монокристаллов NisGe разной ориентации в опытах по релаксации напряжений, вариации скоростей и температур деформации, а также исследования дислокационной структуры, проведенные ранее, позволяют нам сделать определенные выводы и предположения о механизмах термического и деформационного упрочнения в сплавах со сверхструктурой Ll2.

Прежде всего, это касается механизма Кира-Вильсдорфа [110, 111, 112], который традиционно считается основным, а чаще всего и единственным механизмом термического упрочнения сплавов со сверхструктурой Ll2 (некоторым исключением из общей тенденции можно считать работу в которой для объяснения пика на температурной зависимости предела текучести у-у' суперсплава, привлечено шесть механизмов [113]). Обнаруженные нами факты требуют критического взгляда на этот механизм. Это касается в первую очередь невозможности понять эволюцию дислокационной структуры в высокотемпературной области термического упрочнения, где имеют место наиболее сильные эффекты аномалии и в то же время прямолинейные дислокационные конфигурации, характерные для барьеров Кира-Вильсдорфа оказываются вытесненными искривленными дислокациями; в некоторых случаях в области максимума температурной аномалии доля прямолинейных дислокаций не превышает 5%. Одна из наиболее общих особенностей упорядочивающихся систем, к которым принадлежит рассматриваемая нами группа сплавов, заключается в том, что пластическая деформация связывается здесь с другим типом дефектов, чем в неупорядоченных твердых растворах — со сверхдислокациями. В общем случае сверхдислокация представляет комплекс, содержащий одиночные расщепленные дислокации, полосы антифазных границ, дефекты упаковки различных типов.

Многочисленными экспериментальными и теоретическими исследованиями [91, 114-119, 120, 121, 122, 110, 123-128] было установлено, что конфигурации сверхдислокаций в сверхструктуре Ll2 могут быть двух типов: две сверхчастичные дислокации, разделенные полосой АФГ -1 типа и две сверхчастичные дислокации, разделенные в дополнение к АФГ полосой дефекта упаковки - II типа.

Теоретические расчеты Гринберг Б.А. с сотрудниками [91, 123] показали, что реализация типа расщепления сверхдислокаций в разных сплавах определяется соотношением между энергиями антифазной границы и дефектом упаковки (cjу). Косвенным признаком расщепления скользящих дислокаций по П-му типу является наличие дефектов упаковки в дислокационной структуре сплавов на начальной стадии деформации. Такие дефекты упаковки наблюдались в сплавах Ni3Ga и Ni3Al [115, 129, 130, 128, 131, 132]. Предполагается, что наряду с дислокациями, расщепленными по типу I, в этих сплавах наблюдаются комплексы дислокаций типа II, содержащие дефект упаковки. Однако наличие дефектов упаковки в этих сплавах при достаточно развитой деформации может быть связано с разрушением дальнего порядка в плоскостях скольжения и не являться признаком расщепленности дислокаций по типу II. Считается, что в сплавах Ni3Ge, Ni3Ga, Ni3Fe расщепление сверхдислокаций происходит преимущественно по типу I.

В случаях сверхдислокаций 1-го типа наименьшей энергией обладает непланарная конфигурация, называемая в литературе барьером Кира-Вильсдорфа [133], что обусловлено тем, что энергия АФГ в плоскости куба значительно меньше, чем в плоскости октаэдра =0.1). Образование барьеров Кира

Вильсдорфа является термоактивируемым процессом и в значительной мере может определять изменение подвижности сдвигообразующих дислокаций с изменение температуры.

Другим следствием изменения структуры скользящих дислокаций являются особенности, возникающие при взаимодействии точечных дефектов с дислокациями. Единичный акт взаимодействия точечного дефекта с краевой сверхчастичной дислокацией приводит к образованию на ней двойного порога, движение которого связано с нарушением правильных связей в сверхструктуре и требует дополнительных напряжений. Интенсивное протекание процессов осаждения точечных дефектов приводит к образованию краевых барьеров [45, 134, 135] и также существенно ограничивает подвижность дислокаций.

Особенности строения сверхдислокаций в сплавах со сверхструктурой Ll2 оказывают влияние и на междислокационное взаимодействие [136,25], изменяя его спектр по сравнению с неупорядоченными сплавами.

Энергии плоских дефектов, таких как антифазные границы, дефект упаковки, комплексный дефект упаковки в сплавах со сверхструктурой Ll2 представляют особый интерес, прежде всего по отношению к вопросам, связанным со свойствами блокировки сверхдислокаций, поскольку являются частью движущих сил, способствующих поперечному скольжению [49, 120, 129, 5, 121, 122, 130, 137-147]. Вопрос о температурной зависимости энергии антифазной границы неоднократно поднимался в отношении сплавов со сверхструктурой Ll2. Многие исследователи сходятся на том, что эта зависимость практически не обнаруживается в области температурной аномалии для сплавов с высокой энергией антифазной границы. Иначе дело обстоит с такими сплавами как Ni3Fe, Cu3Au, у которых температура разупорядочения ниже температуры плавления Тпл. Для них было обнаружено, что энергия антифазной границы сильно снижается по мере увеличения температуры, что обусловлено преимущественно процессами разупорядочения вблизи антифазной границы.

Главной особенностью дислокационной структуры сплавов со сверхструктурой Ll2, отличающей ее от чистых металлов, является присутствие в ней длинных прямолинейных сегментов дислокаций, залегающих вдоль направлений типа (110) [49]. Такие барьеры идентифицируются как барьеры Кира

Вильсдорфа или подобного типа. Традиционно температурную аномалию механических характеристик связывают с увеличением числа таких барьеров с температурой. Однако количественные измерения, подтверждающие справедливость данного утверждения в литературе отсутствуют. Для большинства работ, посвященных изучения дислокационной структуры рассматриваемых материалов, характерна сосредоточенность на изучении тонкой структуры наблюдаемых барьеров. В работах [6-9,11,15,18,26,148], продолжением которых является настоящее исследование, проведено детальное изучение эволюции дислокационной структуры с температурой и деформацией на монокристаллах Ni3Ge разных ориентации. В ходе изучения эволюций дислокационной структуры с температурой монокристаллов Ni3Ge ориентации [001] была получена уникальная f f м/ч', - < /ЛЧ'Л'.! '1' irf»/, и; т.-,s/'A^ '/oiVM, - W-' ^ , tu^V oV/^i¿'uii информация по количественному измерению доли прямолинейных дислокаций с температурой. Было показано, что, начиная уже с комнатной температуры, доля прямолинейных дислокаций не увеличивается, а уменьшается с температурой на фоне роста сдвиговых напряжений. Более того, при температуре пика аномалии в дислокационной структуре прямолинейные дислокации в принципе отсутствуют, в то время как уровень напряжений течения остается по-прежнему высоким, и напряжения продолжают возрастать с температурой! Наблюдаются многочисленные дислокационные петли. Картины дислокационной структуры становятся похожими на те которые наблюдают в облученных материалах [149]. Этот экспериментальный факт свидетельствует о том, что в высокотемпературной области возможно термическое упрочнение в отсутствие барьеров Кира-Вильсдорфа. Заблокированные дислокации оказываются в случайных непрямолинейных конфигурациях, которые могут быть образованы при взаимодействии краевых дислокаций с точечными дефектами. При описании явления термического упрочнения в интервале высоких температур нельзя не учитывать механизмы, связанные с диффузионным осаждением точечных дефектов на дислокации краевой ориентации, приводящие к образованию краевых барьеров. В пользу последнего утверждения говорит и впервые обнаруженный и описанный нами факт суперлокализации пластической деформации в монокристаллах №3Се с ориентацией [100] при температуре 873К [5, 150-153]. Катастрофическую перестройку дислокационной структуры, когда вблизи зоны локализации возникают области полосовых разориентированных структур, а в самой полосе локализации формируется поликристаллическая субструктура невозможно объяснить без привлечения механизмов массовой миграции и аннигиляции точечных дефектов в кристалле.

Прямое подтверждение существенной роли точечных дефектов в явлении термического упрочнения получены при исследовании дислокационной структуры и тонкого скольжения в области второго максимума аномалии монокристаллов №зве с ориентацией [ 2 3 4] [15, 21, 26]. Было обнаружено, что деформация в области второго пика осуществляется кубическим скольжением. При кубическом скольжении невозможно образование барьеров Кира-Вильсдорфа и, следовательно, наличие второго пика связано с «некировскими» механизмами. Было выяснено, что

I. ч ГШ в этом случае в структуре отсутствуют прямолинейные винтовые дислокации. Все дислокации имеют направление преимущественного залегания, близкое к краевой ориентации. Преимущественное накопление дислокаций краевой ориентации, наблюдаемое в этом случае свидетельствует о том, что активация диффузионных процессов приводит в условиях кубического скольжения к ограничению подвижности краевых дислокаций и образованию барьеров из краевых дислокаций, закрепленных вследствие переползания сверхчастичных дислокаций.

Механизмы самоблокировки сверхдислокаций существенно меняют характер накопления сверхдислокаций в процессе деформации. Движение дислокаций сквозь дислокационный лес осложняется тем, что часть свободных дислокационных сегментов самоблокируется в результате действия механизма Кира-Вильсдорфа или осаждения на них точечных дефектов. Вследствие этого внутри зоны сдвига образуются дипольные конфигурации, содержащие барьеры, это приводит к избыточному по отношению к чистым металлам накоплению дислокаций. Этот эффект оказывается температурно-зависимым и приводит к аномальной температурной зависимости плотности дислокаций.

На основе количественных измерений плотностей дислокаций нами было показано, что связь между напряжением сдвига т и плотностью дислокаций р может быть удовлетворительно описана соотношением: т = тР + авЬр172, где тР - напряжения трения недислокационной природы, а - параметр междислокационного взаимодействия. Соотношение было использовано для количественного анализа вкладов в напряжения течения механизмов различной природы [26]. Оказалось, что деформирующие напряжения изменяются аномально вследствие двух причин: как вследствие изменения тР, так и вследствие изменения вклада со стороны междислокационного взаимодействия (авЬр ), при этом параметр междислокационного взаимодействия а также аномально растет на интервале температур 4,2К до 293К. В случае кубического скольжения вклад в деформирующие напряжения со стороны междислокационного взаимодействия всегда проявляет нормальную температурную зависимость, в то время как вклады, связанные с самоторможением дислокаций в некоторых температурных интервалах аномальны. Это заставляет нас относиться критично к определяющей роли механизма Кира-Вильсдорфа в высокотемпературной области. В тоже время низкотемпературная область термического упрочнения, а также область средних температур, где диффузионные процессы еще не развиты, дают свидетельства о наличии эффектов, связанных с образованием барьеров Кира-Вильсдорфа. Здесь имеет место возрастание плотности прямолинейных дислокаций и аномальное изменение параметра междислокационного взаимодействия [26], интенсивность накопления дислокаций может определяться процессом образования барьеров Кира-Вильсдорфа.

Для понимания эволюции дислокационной структуры в высокотемпературной области необходимо учитывать воздействие температуры, как фактора, активирующего процессы диффузии и самодиффузии, а следовательно и процессы взаимодействия точечных дефектов с дислокациями. Только с привлечением процессов переползания дислокаций краевой ориентации, как процессов диффузионной самоблокировки сверхдислокаций, могут быть поняты такие факты как отсутствие прямолинейных дислокаций в области высокотемпературного пика аномалии, малая подвижность краевых дислокаций в условиях кубического скольжения, наличие аномальной зависимости напряжений течения и интенсивности накопления дислокаций в условиях кубического скольжения в области высоких температур.

Опыты по вариации скорости деформации и температуры [108,154-159] в процессе деформирования наталкивают нас на мысль о суперпозиции механизмов двух классов: аномальных, связанных со строением сверхдислокации и процессами её самоторможения, и нормальных, определяемых процессами взаимодействия движущихся дислокаций с дислокациями леса. По-видимому, суперпозиция этих механизмов близка к линейной. Это подтверждается выполнением для нормальной составляющей скачка напряжений закона Коттрелла-Стокса, как в случае вариации температуры, так и в случае вариации скорости деформации. Достаточно сильным аргументом в пользу этих представлений тот факт, что аномальный эффект при вариации температуры и скорости деформации подавляется по мере роста плотности дислокаций и при развитой деформации (высокой плотности дислокаций леса) становится «нормальным».

Методика термоактивационного анализа, предложенная в настоящей работе позволила разделить механизмы аномальные, связанные со строением сверхдислокации и процессами её самоторможения, и нормальные, определяемые процессами взаимодействия движущихся дислокаций с дислокациями леса. В результате были получены энергии активации нормальных механизмов и аномальных механизмов. Показано, что по величине энергии активации нормальных механизмов превышают на порядок и более энергии активации аномальных механизмов.

Суперпозицией механизмов объясняется и наблюдаемая экспериментально стадийность температурной зависимости предела текучести, а также кореллирующая с последней стадийность изменения с температурой активационных объемов пластической деформации, измеренных в опытах по вариации скорости деформации и релаксации напряжений.

Экспериментальные закономерности, полученные ранее и дополненные результатами настоящей работы, позволяют предположить, что термическое упрочнение определяется, по крайней мере, механизмами двух классов -механизмами, связанными с поперечным скольжением сверхдислокаций винтовой ориентации, которые, в конечном счете, являются следствием изменения структуры сверхдислокационного ядра под воздействием температуры, и механизмами, связанными с переползанием краевых сверхдислокаций, вследствие их взаимодействия с точечными дефектами разного типа.

Это не означает, что механизмы других классов, например, таких как восстановление дальнего порядка, релаксация антифазных границ, образование атмосфер и тому подобное, не имеют места в термическом упрочнении. Однако, большинство особенностей эволюции дислокационных структур может быть понято в предположении существования механизмов двух классов, в разной степени проявляющихся в различных интервалах температур.

Рассмотрим подробнее возможные механизмы торможения сверхдислокаций и экспериментальные факты, которые должны быть объяснены с позиций этих механизмов. Перечислим диффузионные и бездиффузионные механизмы.

К бездиффузионным относятся: 1) механизм Кира-Вильсдорфа, 2) изменения спектра междислокационных взаимодействий, 3) механизмы, связанные с увеличением общей площади антифазных границ в процессе деформации: и генерация трубок антифазных границ, перерезание антифазных границ, увеличение плотности сверхдислокаций, 4) неопределенность дислокационной оси, 5) термоактивируемое движение сверхдислокаций в кубе, 6) изменение структуры ядра, движущейся с релятивистскими скоростями [160], 7) температурная зависимость модуля сдвига 0(Т), 8) элементарные пороги на сверхдислокациях, 9) деформационное разрушение дальнего порядка [161, 162].

К диффузионным: 1) переползание, 2) образование атмосфер на сверхдислокациях, 3) релаксация дальнего порядка на антифазных границах, 4) восстановление дальнего порядка, 5) неконсервативное волочение порогов, 6) захват точечных дефектов в плоскости скольжения, 7) распад однородной дислокационной структуры.

С позиций этих механизмов должны получить своё объяснение следующие свойства и экспериментально наблюдаемые закономерности. В случае деформирующих напряжений это: 1) отсутствие аномалии на микропределе текучести, 2) аномалия при криогенных температурах, 3) многостадийность, несколько энергий активации, 4) постепенная смена октаэдрического скольжения кубическим на пике аномалии, 5) ориентационная зависимость термического упрочнения, нарушение закона Шмида-Боаса для октаэдрического скольжения, выполнимость закона Шмида-Боаса в условиях кубического скольжения, 6) асимметрия напряжений течения, 7) аномалия предела текучести в условиях кубического скольжения [15, 21, 26], 8) независимость температурной аномалии от термической предыстории образца, 9) частичная обратимость напряжений течения, 10) низкая чувствительность к вариациям скорости деформации в интервале температурной аномалии, И) сложная форма скачка напряжений при вариации скорости деформации, 12) скачкообразное изменение напряжения при высоких температурах, пластические неустойчивости, 13) максимальное значение деформирующих напряжений т~д/Ь, 14) грубое скольжение при криогенных температурах и тонкое при высоких температурах, 15) аномальная ползучесть, инверсная ползучесть.

В случае дислокационных структур это: 1) наличие прямолинейных дислокаций в дислокационной структуре, 2) немонотонная зависимость доли прямолинейных дислокаций от степени деформации (от т), 3) отсутствие прямолинейных дислокаций в высокотемпературной области, 4) зависимость интенсивности накопления дислокаций от ориентации, 5) сетчатая однородная дислокационная структура, сохранение подобия, 6) аномальное изменение параметра а, 7) малая подвижность краевых дислокаций на кубическом скольжении. 8) аномальное изменение плотности дислокаций с температурой в условиях октаэдрического скольжения, 9) аномальное изменение плотности дислокаций с температурой в условиях кубического скольжения, 10) возрастание напряжений самоблокировки (трения тР) с температурой в условиях октаэдрического скольжения, 11) возрастание напряжений самоблокировки (трения Тр) с температурой в условиях кубического скольжения. Часть этих закономерностей была получена и объяснена в настоящей работе. Часть еще ждет своего объяснения.

Уже одно перечисление экспериментально наблюдаемых закономерностей термического упрочнения (по-видимому, еще далекое от полноты) заставляет нас отказаться от попытки объяснения аномалии единственным механизмом. Естественно предположить, что перечисленные механизмы (все без исключения!) имеют место в столь сложном явлении. Вопрос состоит в том, чтобы понять температурно-силовые условия, в которых тот или иной механизм проявляется наиболее полно и может становиться существенным, либо даже лидирующим в аномалии.

Начнем обсуждение с низкотемпературной криогенной области — области температур жидкого гелия или азота. Наличие аномального изменения напряжений течения в криогенной области [164, 165] ставит ряд вопросов, основной из них — это вопрос о механизме самоторможения сверхдислокаций в этой области, которых обладал бы столь низкой энергией активации (—0.01 еУ) [166, 167]. Низкая энергия активации в этой области исключает из рассмотрения класс диффузионных механизмов, поскольку при этих температурах малоподвижны даже межузельные атомы. Можно было бы допустить, что температура существенно меняет структуру ядра дислокации, "размазывая" ее в направлении кубических плоскостей. Однако это противоречит отсутствию аномалии на микропределе текучести. Возможно, что именно в этой области, в силу отсутствия фононного торможения, проявляются эффекты сощепления сверхчастичных дислокаций (эффекты изменения структуры V

1 * 4 к

Л'' ? 1 И V

I' г Л ь

1 И г г

К А >, с 1

4 1 • I

7'7 -' V

V-; 4 г 5 I I

1 ¡и 1 I и'Ч»>г

I 1 I I ядра), движущихся с релятивистскими скоростями. Наши весьма грубые оценки, сделанные в приближении теории упругости [160] показывают, что эти эффекты могут приводить к серьезным уменьшениям энергий активаций перестройки сверхдислокационных ядер по типу барьеров Кира-Вильсдорфа. В настоящее время это пока единственный механизм, дающий направление в объяснении криогенной аномалии, что, конечно же, не исключает появление новых объяснений этого явления, основанных на расчетах дислокационных ядер с учетом потенциала межатомного взаимодействия.

Однако уже в этом приближении становится понятной весьма низкая энергия активации самоблокировки сверхдислокаций винтовой ориентации по механизму Кира-Вильсдорфа и весьма быстрый выход на насыщение этого механизма: уже в области комнатных температур имеет место наибольшая плотность прямолинейных дислокаций, а следовательно, и барьеров Кира-Вильсдорфа, охватывающая в некоторых случаях до 90% дислокационной структуры. С привлечением этого механизма получают и естественное объяснение малая зависимость от термической предыстории и некоторые особенности релаксации напряжений.

Возрастание температуры оживляет процессы, связанные с диффузионной подвижностью атомов сплава. Уже при комнатной температуре весьма подвижными становятся межузельные атомы и бивакансии. Активируются, тем самым, процессы взаимодействия дислокаций с точечными дефектами. В процесс деформационного упрочнения вовлекаются механизмы диффузионной природы, которые, в свою очередь могут быть разделены на два класса: механизмы, приводящие к переползанию краевых дислокаций; 2) механизмы, изменяющие состояние кристаллической решетки и планарных дефектов, возникающих в процессе деформации.

Поглощение краевыми компонентами сверхчастичных дислокаций межузельных атомов, бивакансий и вакансий имеет различную интенсивность в различных температурных интервалах и может приводить к многостадийному изменению сил торможения сверхдислокаций. На первый взгляд, кажется, что эти механизмы ориентационно независимы, поскольку связаны с подвижностью точечных дефектов. Однако, эта независимость кажущаяся; процесс поглощения дислокацией точечного дефекта требует рекомбинации сверхчастичных т! V ' ► V |Л

•> 5 Г X I

1 а Я й г г*.' * л

1 й ■ ' м 'V. 'А*Л I А !. I и 4У-.'Д,' дислокаций, и следовательно зависит по крайней мере от двух ориентационно зависящих факторов: ориентации оси дислокации относительно внешнего поля напряжений (также как и в случае винтовых дислокаций) и наличия взаимодействий, приводящих к рекомбинации сверхчастичных дислокаций с дислокациями других систем скольжения (дислокаций леса).

Другой класс диффузионных механизмов ориентационно независим, однако может иметь место при наличии достаточной концентрации и подвижности точечных дефектов.

Высокая концентрация точечных дефектов может быть обеспечена не только, а возможно и не столько термически равновесными дефектами, сколько точечными дефектами, генерируемыми дислокациями в процессе своего движения.

Несомненно, процессы этого класса имеют место, чему свидетельство многочисленные дислокационные конфигурации неправильной формы, дислокационные петли, полосчатый контраст, наблюдаемый от плоскостей с нарушенным дальним порядком, образование вторых фаз на антифазных границах и тому подобное.

Однако, в силу того, что энергии активации процессов этих двух классов близки, их разделение весьма проблематично. Дальнейшее возрастание температуры все более и более активирует механизмы диффузионного класса, не исключая, однако, и проявления и бездиффузионных механизмов. Совокупное действие механизмов обоих классов и обеспечивает сопротивление деформированию, уровень которых может достигать величин порядка С/Ь. Остановимся на этом подробнее.

Первым исследователям этого явления показалось, что механизм Кира-Вильсдорфа может обеспечить такое напряжение, и это было бы так, если бы движущаяся дислокация блокировалась по всей длине. Реальная дислокационная петля, осуществляющая деформацию, содержит как винтовые, так и краевые компоненты, и механизмом Кира-Вильсдорфа может быть заблокирована лишь на некоторых своих участках. Учет этого обстоятельства позволяет утверждать, что таким механизмом может быть обеспеченно не более половины от наблюдаемого максимума напряжений. Достичь деформирующих напряжений порядка С/Ъ можно только, блокируя как винтовую, так и краевую компоненты дислокационной петли.

Еще одно подтверждение этому мы имеем в случае кубического скольжения, где возможна термическая блокировка только краевой компоненты петли. Возрастание температуры увеличивает подвижность винтовых дислокаций в кубе, ограничивая подвижность краевых, что подтверждается наблюдениями дислокационной структуры [26].

Еще большее увеличение температуры в зависимости от благоприятности ориентировки плоскостей куба к внешнему напряжению приводит к вовлечению в процесс деформации кубического скольжения, причем степень вовлечения кубического скольжения различна для разных температур: вблизи температуры пика имеет место смешанное скольжение и, следовательно, проявление всех упомянутых механизмов самоторможения. Однако, по мере повышения температуры, подавляющим может становиться кубическое скольжение, для которого существенны преимущественно диффузионные механизмы самоторможения.

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Геттингер, Максим Викторович, 2011 год

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

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

3. Температурная зависимость механических свойств монокристаллов Ni3Ga и Ni3Ge / В.А. Старенченко, B.C. Кобытев, JI.A. Теплякова, JI.E. Попов // ФММ.- 1979.-47.-№1.-С. 188-193.

4. Старенченко В.А., Абзаев Ю.А., Черных JI. Г., Феноменологическая теория термического упрочнения сплавов со сверхструктурой Ll2 // Металлофизика.- 1987. Т. 9. - № 2. - С.22-28.

5. Старенченко В.А., Абзаев Ю.А., Конева H.A. Потеря устойчивости пластической деформации монокристаллов Ni3Ge // ФММ. 1987. - Т. 64. -Вып.б.-C.l 178-1182.

6. Изучение эволюции дислокационной структуры и механизмов упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge, ориентированных для множественного скольжения / Ю.А. Абзаев, В.А. Старенченко, H.A. Конева, Э.В. Козлов // Изв. Вузов. Физика. 1987. -№ 3. - С.65-70.

7. Абзаев Ю. А., Старенченко В. А. Количественное изучение эволюции дислокационной структуры интерметаллида Ni3Ge при множественной ориентации // Пластическая деформация сплавов. Томск: Изд-во ТГУ. -1986.-С. 202-209.

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

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

10. Ориентационная зависимость термического упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge / Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Смирнов Б.И. // Физика твердого тела. 1996. - № 38. - С. 3050-3058.

11. Термическое упрочнение сплава Ni3Ge с Ы2-сверхструктурой в условиях низких температур / Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Николаев В.И., Шпейзман В.В., Смирнов Б.И. // Физика твердого тела. 2000. - Т. 42, №11. -С.2017-2024.

12. Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В. Анализ распределения деформаций в локальных местах монокристаллов Ni3Ge // Прикладная механика и техническая физика. 1998. -№1. - С.154-159.

13. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В. Природа термического упрочнения в сплавах со сверхструктурой Ll2 // Изв. вузов. Физика. 2002. - Т.45, № 3. -С.41-51.

14. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В. Механизмы и модели термического упрочнения сплавов со сверхструктурой Ll2 // Вестник Тамбовского государственного университета 2003. - Т. 8, вып. 4, - С. 563-566.

15. Соловьева Ю.В., Старенченко B.A. Деформационное и термическое упрочнение сплавов со сверхструктурой Ll2 // Известия РАН. Серия физическая. 2006. - Т. 70, № 7. - С. 1018-1020

16. Абзаев Ю.А., Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Козлов Э.В. Влияние ориентации на температуру пика аномалии предела текучести в монокристаллах сплава Ni3Ge // ФММ. 2006. - Т. 101, № 6. - С. 644-648.

17. Starenchenko V.A., Solovjeva Yu.V., Abzaev Yu. A., Kozlov E.V., Koneva N.A. Orientation dependence of yield stress and work hardening rate of Ni3Ge at different temperatures // Materials science & engineering A. 2008. - V. 483-484. - P.602-606.

18. Дислокационная структура и деформационное упрочнение монокристаллов сплава Ni3Fe / JI.A. Теплякова, Н.А. Конева, В.А. Старенченко // Физика деформационного упрочнения сталей и сплавов. Томск: ТГУ. - 1980. -С.107-109.

19. Термически активируемые процессы деформации монокристаллов упорядоченного сплава Ni3Fe / Попов JI.E., Старенченко В.А., Кобытев B.C. // Изв. Вузов. Физика. 1979. - № 5. - С. 86-91.

20. Старенченко В.А., Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В., Козлов Э.В. Термическое упрочнение монокристаллов Ni3Ge // ФММ. 1995. - Т. 79. - вып. 1. - С. 147155.

21. Aoki К., Izumi О. Orientation and temperature dependence of the flow stress in the intermetallics compound Ni3Ge single crystals // J. of Mater. Sci. 1978. - V. 13. -2313-2320.

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

23. Старенченко В.А. Экспериментальное исследование и математическое моделирование деформационного и термического упрочнения монокристаллов ГЦК чистых металлов и сплавов со сверхструктурой Ll2.: дисдокт. физ.-мат. наук. Томск, 1991. - 797 с.

24. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Николаев В.И., Шпейзман В.В., Смирнов Б.И. Эволюция дислокационной структуры при деформации монокристаллов Ni3Ge разной ориентации // Физика твердого тела. 1998. -Т.40. - № 4. - С.81-89.

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

26. Basinski Z.S. Thermally activated glide in face-centred cubic metals and its application to the theory of strain hardening // Phil. Mag. 1959. - V.4. - P.393-432.

27. Thornton P.R., Mitchell Т.Е., Hirsch P.B. The strain-rate dependence of the flow stress of copper single crystals // Phil. Mag. 1962. - V.7. - P.337-358.

28. Колупаева С.Н., Старенченко В.А., Попов JI.E. Неустойчивости пластической деформации кристаллов. Томск: Изд-во Том. ун-та, 1994. - 301 с.

29. Kuramoto Е., Pope D. P. The orientation dependence of the yield stress of Ni3(Al, W) // Acta Met. 1978. - V.26. - No.2. - P. 207-210.

30. Copley S. M., Kear B.H. Temperature and orientation dependence of the flow stress in off-stoichiometric Ni3Al (y'-phaze) // Trans. AIME. 1967. - V. 239. - No. 9. -P. 977-984.

31. Pak H.-r., Saburi Т., Nenno S. The temperature and orientation dependence of the yield stress in Ni3Ge single crystals // J. Jap. Inst. Metals. 1975. - V.39. - No. 12. -P.1215-1222.

32. Takeuchi S., Kuramoto E. Anomalous temperature dependence of yield stress in Ni3Ga single crystals // Acta Met. 1973. - V.21. - P. 415-425.

33. Попов JI. E., Терешко И. В. Температурно-скоростная зависимость механических свойств интерметаллического соединения. // Изв. вузов. Физика. 1971. -№Ю. - С. 63-67.

34. Staton-Bevan А. Е. The orientation and temperature dependence of the 0.2% proof stress of single crystal Ni3(Al, Ti) // Scripta Met. 1983. - V. 17. - No.2. - P. 209214.

35. Pak H.-r, Saburi Т., Nenno S. The effect on the temperature dependence of yield stress in the Ni3Ge single crystals // Trans. ЛМ. 1978. - V.19. - No.l. - P.35-42.

36. Pak H.-r, Saburi Т., Nenno S. The temperature and orientation dependence of the yield stress in Ni3Ge single crystals // Trans. JIM. 1977. - V.18. - No. 9. - P.617-626.

37. Pak H.-r, Saburi Т., Nenno S. The effect of Co on the temperature dependence of yield stress in Ni3Ge single crystals. // J. Jap. Inst. Metals. 1976. - V.4. -P. 1068 -1068.

38. New Ll2 ordered alloys having positive temperature dependence of strength / D.-M. Wee, O. Noguchi, J. Oya // Trans. Jap. Inst. Metals. 1980. - V. 21. - No.4. -P.234-237.

39. Suzuki Т., Oya J. The temperature dependence of the strength of pseudo-binary platinum-based Ll2 alloys with B-subgroup elements // J. of Mater. Sci. 1981. -V. 16. -P.2737-2744.

40. Носова Г.И., Полякова Н.А. Температурная зависимость величин критических скалывающих напряжений упорядочивающегося сплава Ni3Mn // ФММ. -1980.-Т. 50, вып.6. С. 1321-1323.

41. Wee D.-M., Suzuki Т. Temperature dependence of the yield stress of Ni3Fe single crystals// Trans, of the Japan Inst, of Metals. 1981. -V. 22, No. 3. -P.163-172.

42. О деформационном упрочнении и температурной зависимости механических свойств тройных упорядоченных сплавов на основе Ni3Fe I / Болынанина М.А., Конева Н.А., Коротаев А.Д. // Изв. Вузов. Физика. 1966. - № 5. - С.75-85.

43. Flinn P. A. Theory of deformation in superlattices // Trans. Met. Soc. AIME. 1960. -V. 218. -p.145-154.

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

45. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Изв. Вузов. Физика. 1990. - № 2. - С.89-106.

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

47. Veyssiere P., Saada G. // Dislocations in Solids/ edited by F. R. N. Nabarro and M. S. Duesbery, Elsevier Sci. Publ. (Amsterdam: North-Holland), 1996. Chapter 53. -P. 255.

48. Aoki K., Izumi O. Orientation and temperature dependence of the flow stress in the intermetallics compound Ni3Ge single crystals // J. of Mater. Sci. 1978. - V. 13. -2313-2320.

49. Pak H.-R., Saburi Т., Nenno S. The temperature dependence of yield stress in Ni3Ge single crystals // Mechanical behaviour of materials. Japan. - 1974. - V. 2. - No. 22. -P.23-30.

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

51. Temperature and orientation dependence of the yield strength of Ni3(Al, W)/ Saburi Т., Hamana Т., Nenno S. // Japan Journal of Appl. Phys. 1977. - V. 16. - No. 2. -P.267-272.

52. Рак Н., Saburi Т., Nenno S. Temperature and orientation dependence of yield stress in Ni3Ga single crystals in 1 1 1. and [112] orientation // Technology Reportsof Osaka University. 1980.-V. 30.-No. 1562. -P.411-421.

53. Kuramoto E., Pope D. P. The orientation dependence of the work-hardening coefficient of Cu3Au // Phil. Mag. 1976. - V. 34. - No. 4. - P.593-601.

54. Грабский M.B. Структурная сверхпластичность металлов / Пер. с польск. М.: Металлургия, 1975. 272 с.

55. Методы контроля и исследования легких сплавов: Справочник / A.M. Вассерман, В.А. Данилкин, О.С. Коробов и др. М.: Металлургия, 1985. -510 с.

56. Васин Р.А., Еникеев Ф.У., Мазурский М.И. Методика определения величины параметра скоростной чувствительности сверхпластичного материала из начального участка кривых напряжение-деформация // Заводская лаборатория. 1997. - № 1. - С. 44-48.

57. Hedworth J. and Stowell M.J. The Measurement of Strain Rate Sensitivity in Superplastic Alloys // J. Mat. Sci. 1971. - V.6.- P.1061-1069.

58. Enikeev F.U. and Mazurski M.I. Determination of the strain rate sensitivity of a superplastic material during load relaxation test // Scripta Metall. 1995. - V.32. -Nol.-P. 1-6.

59. Vasin R.A., Enikeev F.U., Mazurski M.I. Determination of the strain rate sensitivity of a superplastic material at constant load test // Mat. Sci. & Eng. 1997. -V. A224.-P.131-135.

60. Enikeev F.U. and Kruglov A.A. An analysis of superplastic forming of circular diaphragm // Int. J. Mech. Sci. 1995. - V.37. - No 5. - P.473 - 483.

61. Enikeev F.U. Plastic behavior of superplastic material moving between two coaxial rotating cylinders // Int. J. Mech. Sci. 1993. - V.35. -No2. - P.81-88.

62. Еникеев Ф.У. Математическое моделирование реологического поведения материалов в процессах сверхпластического формоизменения: дисс. . канд. тех. наук. Уфа: ИПСМ, 1993.- 199 с.

63. Vasin R.A., Enikeev F.U., Mazurski M.I. Determination of the strain rate sensitivity of a superplastic material at constant load test // Mat. Sci. Eng. 1997. -V. A224. -P.131-135.

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

65. Nicholls J.R., R.D. Rawlings Activation Analysis of Plastic deformation on Ni3Al -10 at% Fe // Phys. Stat. Sol. (a). 1978. - V.49. - P. K85-K89.

66. Demura M., Hirano T. Orientation effect on stress response by strain-rate change at 400K in Ni3Al single crystals // Mat. Res. Soc. Symp. Proc. V. 552. - 1999. -KK10.4.1-KK10.4.6.

67. Hagihara K., Nakano Т., Umakoshi Y. Plastic deformation behaviour in Ni3Ti single crystals with D024 structure // Acta, mater. 2003. - V. 51. - P. 2623-2637.

68. Старенченко В. А., Абзаев Ю. А., Козлов Э. В. Аномальная скоростная зависимость напряжений течения монокристаллов сплава Ni3Ge и Ni3Fe. // ФММ. 1990. - Т. 12. - вып. 1. - С. 135-139.

69. Thornton Р.Н., Davies R.G., Johnston T.L. The temperature dependence of the flow stress of the f phaze based upon Ni3Al // Met. Trans. 1970. - V. 1. - P. 207-218.

70. Umakoshi J., Pope D. P., Vitek V. The asymmetry of the flow stress in Ni3(Al, Та) single crystals // Acta Met. 1984. - V.32. - No3. - P. 449-456.

71. Copley S., Kear В. H. Temperature and Orientation Dependence of the Flow Stress in off- stoichiometric Ni3Al (y' phase). // Trans. AIME. - 1967. - V.239. - No9. -P. 977-984.

72. Ezz S.S., Hirsch P.B. The operation of Frank-Read sources, yield stress reversibility and the strain-rate dependence of the flow stress in the anomalous yielding regime of the Ll2 alloys // Phil. Mag. A. 1995. - V. 72. - No 2. - P. 383-402.

73. J. Bonneville, J.L. Martin in High-Temperature Ordered Intermetallic Alloys IV, edited by L.A. Johnson, D.P. Pope and J.O. Stiegler (Mater. Res Soc. Proc. 213, Pittsburg, PA, 1991)

74. Температурно скоростная зависимость механических свойств сплава Ni3Al. III. / JI.E. Попов, И.В Терешко, В.И. Барсанов, В.Ф. Лунев // Изв. Вузов. Физика.- 1971. -№11. -С. 107-113.

75. Попов Л.Е., Ковалевская Т.А., Терешко И. В. О природе аномалии температурно-скоростной зависимости механических свойств сплавов со сверхструктурой Ll2 // ФММ. 1976. - Т.41. - вып.З. - С. 594-600.

76. Takeuchi S., Kuramoto E. Anomalous temperature dependence of yield stress in Ni3Ga single crystals //1. Phys. Soc. Japan. 1971. - V.31. - P. 1282-1292.

77. Paidar V., Pope D. P., Vitek V. A theory of anomalous yield behavior in Ll2 ordered alloys // Acta Met. 1984. - V.32. - No3. - P.435- 448.

78. Arnaud de Bussac, Graham Webb, Stephen D. Antolovich Model for the strain-rate dependence of yielding in Ni3Al alloys // Metall. Trans. A. 1991. - V. 22A. -P.125-131.

79. Khanta M., Certi, J., Vitek V. Thermally activated dislocation unpinning and a theory of the anomalous yield behavior in Ll2 compounds // Scripta metal. Mater. -1992. V.27. -P.481-486.

80. Sun Y. Q. An explanation of the small strain-rate sensitivity of Ni3Al // Acta mater.- 1997. V. 45. - P. 3527-3532.

81. Hirsch P.B. A new theory of the anomalous yield stress in Ll2 alloys // Scr. Met. Mater. 1991.- V.25.-P.1725-1730.

82. Hirsch P. H. A new theory of the anomaly yield stress in Ll2 alloys. // Phil. Mag. A.- 1992. V.65. -No.3. -P.569-612.

83. J. Bonneville, P. Spatig, J.-L. Martin Characteristics of dislocation motion in Ni3(Al,Hf) // Solid State Phenomena. 1994. - V.35-36. - P.461-466.

84. Spatig P., Bonneville J., Martin J.-L. A new method for activation volume measurements: application to Ni3(Al, Hf) // Mat. Science & Eng. A. 1993. -V.167. -P.73-79.

85. B. Matterstock, J. L. Martin, J. Bonneville and T. Kruml Direct Measurement of dislocation Exhaustion rates during plastic deformation of Ni3Al compounds Mat. Res. Soc. Symp. Proc. V.552,1999.

86. Bonneville J., Viguier В., Spatig P. Repeated load transients for measuring the effective activation volume in a ^ TiAl alloy // Scripta Mater. 1997. - V.36. -No.3.-P.275-281.

87. Orlova A., Bonneville J., Spatig P. Analogy between creep cycles and stress relaxation series for activation volume measurement // Mat. Science & Eng. A. -1995. V.191. -P.85-89.

88. Термически активированные процессы в кристаллах / пер. с англ. под ред. А.Н. Орлова, М: Мир. 1973. - 212 с.

89. Гринберг Б.А., Сюткина В.И. Новые методы упрочнения упорядоченныхсплавов. М.: Металлургия, 1985. - 176 с. |

90. Kocks U.F., Argon A.S., Ashby M.F. Thermodynamics and kinetics of slip // Oxford; New York: Pergamon Press, 1975, P.291.

91. Thermally activated mechanisms in crystal plasticity // edited by D.Caillard and J. L. Martin, Elsevier, 2003, p. 452.

92. Лаврентьев Ф.Ф. Роль дислокаций «леса» в упрочнении металлических кристаллов / Физика деформационного упрочнения монокристаллов. Киев: «Наукова думка», 1972. - С. 107-128.

93. Диаграммы состояния двойных металлических систем / под ред. Н.П. Лякишева. М: Машиностроение, 1996-2000. - Т. 1-3.

94. Suzuki Т., Оуа Y., Ochiai S. The mechanical behaviour of nonstoichiometric compounds Ni3Si, Ni3Ge, and Fe3Ga // Met.Trans. A. 1984. - V.15A. - P. 173181.

95. W. Klement Nickel-rich solid solutions in binary alloys with TiN, Ge, and Si // Canad. J. Phys. 1962. - vol. 40. -P.1397-1400.

96. M. Ellner, B. Predel Durch extrem rasche abkiihlung von schmelzen erzielbare phasen in den systemen Ni-Ge, Pd-Ge und Pt-Ge // J. Less-Common Met. 1980. -V.76.-P.181-197.

97. F. E. Heredia, D.P. Pope The plastic flow of binary Ni3Al single crystals // Acta Mater. 1991. - V.39. - No.6. - P.2027-2036.

98. Старенченко B.A., Пантюхова О.Д., Старенченко C.B., Колупаева С.Н. Деформационное разрушение дальнего порядка в Ll2 сплавах, связанное с генерацией сверхдислокаций // Изв. Вузов. Физика. 2000. - №12. - С.29-34.

99. Kottrell A.N., Stokes R.J. Effects of Temperature on the Plastic Properties of Aluminium Crystals. Proc. Roy. Soc. A - 1955. - V.233. - P. 17-34.

100. Nathal M.V., Elbert L.J. Elevated temperature creep-rupture behavior of the single crystal nickel-base superalloy NASAIR 100 // Metall. Trans A. 1985. - V.16. -P.427-439.

101. Старенченко B.A., Соловьева Ю.В., Геттингер M.B., Норкин В.В. Релаксация напряжений и ползучесть в монокристаллах сплава Ni3Ge со сверхструктурой Ll2 // Известия РАН. Серия физическая. 2003. - Т.67. - №6. - С.806-809.

102. Фридель Ж. Дислокации. М: Мир, 1967. - 643 с.

103. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Старенченко С.В., Ковалевская Т.А. Термическое и деформационное упрочнение монокристаллов сплавов сверхструктурой Ь12 Томск: Изд-во HTJI, 2006. - 292 с.

104. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В. Механизмы и модели термического упрочнения сплавов со сверхструктурой Ll2 // Вестник Тамбовского государственного университета. 2003. - Т.8. - вып. 4. - С.563-566.

105. Kear В.Н., Wilsdorf H.G.B. Dislocation configuration in plastically deformed polycrystalline Cu3Au alloys // Trans. Metallurg. Soc. AIME. 1962. - V.224. -No.2.-P.382-386.

106. Kear В. H. Dislocation configurations and work hardening in Cu3Au crystals // Acta Met. 1964. - V. 12. - No.5. - P. 555-569.

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

108. E. Nembach The high temperature peak of the yield strength y' strengthened superalloys // Mat. Sci. & Eng. A. - 2006. - V.429. - P.277-286.

109. Baluc N., Karnthaler H. P., Mills M. J. ТЕМ observation of the fourfold dissociation the determination of the fault energies in Ni3(Al, Та) // Phil. Mag. A. 1991. -V.64. -No.l. -P.137-150.

110. Lours P., Coujou A., de Mauduit B. On the high temperature stress - induced spreading of superlattice intrinsic stacking faults iny' nickel- based single crystals // Phil. Mag. A. - 1990. - V.62. - No. 2. -P.253-266.

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

112. Liu Y., Takasugi Т., Izumi O., Ohta H. Weak-beam observation on Shockley partials in a Ni3(Al, Ti) single crystal. // Phil. Mag. Letters. 1988. - V.58. - No. 2. — P.81-85.

113. Korner A., Karnthaler H. P., Hitzenberger C. Transmission electron microscopy study of cross-slip of Kear-Wilsdorf locks in Ll2 ordered Ni3Fe // Phil. Mag. A. -1987. V.56. - No. 1. - P.73-88.

114. Liu Y., Takasugi Т., Izumi O., Takahasi Т. ТЕМ investigation of dislocation in Ll2-type Co74Ni3Ti23 single crystals. // Phil. Mag. A. 1989. - V.59. - No. 2. - P.437-454.

115. Kruml Т., Conforto E., Piccolo B. Lo, Caillard D., Martin J. L. From dislocation cores to strength and work hardening: a study of binary Ni3Al // Acta Mat. 2002. -V.50. -P.5091-5101.

116. Dissociation and core structure of <110> screw dislocations in Ll2 ordered alloys. I. Core structure in unstressed crystals. / M. Yamaguchi, V. Paidar, D. P. Pope, V. Vitek. // Phil. Mag. A. 1982. - V.45. - No.5. - P.867-882.

117. Dissociation and core structure of <110> screw dislocations in Ll2 ordered alloys. II. Effect of an applied shear stress / V. Paidar, M. Yamaguchi, D. P. Pope, V. Vitek. // Phil. Mag. A. 1982. - V.45. - No.5. - P.883-894.

118. Дислокационная структура упорядоченного сплава Ni3Ga / JI.H. Буйнова, B.C. Кобытев, JI.E. Попов, В .А. Старенченко // ФММ. 1982. - Т.53. - вып.6. -С.1209-1217.

119. On intrinsic/extrinsic stacking faults pairs in the Ll2 lattice. / В. H. Kear, A. F. Giamei, G. R. Leverant, J. M. Oblak // Scripta Met. 1969. - V.3. - No.7. - P.123-130.

120. Дислокационная структура интерметаллида Ni3Al на разных стадиях деформации / JI.E. Попов, И.В. Терешко, JI.K. Горенко, Н.А. Конева, Т.А. Ковалевская // ФММ. 1973. -т.35. - вып.2. - С.409-417.

121. Veyssiere P., Douin J. On the presence of super lattice intrinsic stacking faults in plastically deformed Ni3Al // Phil. Mag. A. 1985. - V.51. - P.469-483.

122. Suzuki K., Ichihara M., Takeuchi S. Dissociated structure of superlattice dislocations in Ni3Ga with the Ll2 structure // Acta metall. 1979. - V. 27. - P. 193-200.

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

124. Y. Q. Sun, P.M. Hazzledine Odered Intermetallics Physical Metallurgy and Mechanical Behaviour // NATO ASI series, edited by С. T. Liu, R.W. Chan, G. Sauthoff (Dordrecht: Kluwer Academic), 1992, p. 177.

125. Розенберг B.M. Основы жаропрочности металлических материалов М: Металлургия, 1973. - 328 с.

126. Sun Y. Q., Hazzledine P. М., Crimp М. A., Couret A. The locking of <110> edge dislocations on {001} in Ll2 ordered compounds: High-resolution electron-microscopy observations //Phil. Mag. A. 1991. - V.64. No.2. -P.311-331.

127. Douin J., Beauchamp P., Veyssiere P. Climb dissociation on {310} planes in nearly-stoichiometric Ni3Al // Phil. Mag. A. 1988. - V. 58. - No. 6. - P. 923-935.

128. Попов JI.Е., Конева Н.А., Терешко И.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. -М.: Металлургия, 1979.-255 с.

129. Douin J., Veyssiere P. On the effect of deviation from stoichiometry on the deformation microstructure of binary Ni3Al // Phil. Mag. A. 1991. - V.64, P.807-817.

130. Karnthaler H. P., Muhlbacher E. Th., Rentenberger C. The influence of the fault energies on the anomalous mechanical behaviour of Ni3Al alloys // Acta Mater. -1996. V.44. - No.2. - P.547-560.

131. Dimiduk D.M. Dislocation structures and anomalous flow in Ll2 compounds // J. Phys. III. 1991. -No.l. - P. 1025-1053.

132. Hemker K.J., Mills M. J. Measurements of antiphase boundary and complex stacking fault energies in binary and B-doped Ni3Al using ТЕМ // Phil. Mag. A. -1993. V.68. - P.305-324.

133. Baluc N., Schaublin R., Hemker K.J. Methods for determining precise values of antiphase boundary energies in Ni3Al // Phil. Mag. Letters. 1991. - V. 64. -P.327-334.

134. Baluc N., Schaublin R. Weak beam transmission electron microscopy imaging of superdislocations in ordered Ni3Al // Phil. Mag. A. 1996. - V.74. - P.l 13-136.

135. Yoshida M., Takasugi T. Intermetallic Compounds Structure and Mechanical Properties // edited by O. Izumi (Sendai: The Japan Istitute of Metals). - 1991. -P.403.

136. Korner A., Karnthaler H.P. Fault energies in ordered and disordered Ni3Fe // Phil. Mag. A. 1985. - V.52. - P. 29-38.

137. Sastry S.M.L., Ramaswami B. Fault energies in ordered and disordered Cu3Au // Phil. Mag. 1976. - V.33. - P.375-380.

138. Kruml Т., Martin J.L., Bonneville J. On the strengthening of Ni3Al by hafnium additions // Phil. Mag. A. -2000. -V.80. P. 1545-1566 (22).

139. Dislocation dissociations and fault energies in Ni3Al alloys doped with palladium / Sun J., Lee C.S., Lai J.K.L., Wu J.S. //Intermetallics. 1999. - V.7. -P.1329-1335.

140. Хирш П., Хови А., Николсон Р.Дэшли Д., Уэллан Н. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.: Мир, 1968. - 47с.

141. Соловьева Ю.В., Старенченко В.А., Бурцев Б.И., Геттингер М.В., Ковалевская Т.А. Высокотемпературная суперлокализация деформации монокристаллов интерметаллида Ni3Ge // Известия РАН. Серия физическая. 2006. - Т.70. -№11.-С.1683-1685.

142. Соловьева Ю.В., Геттингер М.В., Ковалевская Т.А., Старенченко В.А. Скоростная чувствительность механических свойств сплавов со сверхструктурой Ll2 // Деформация и разрушение материалов. 2005. - №2. -2005. -С.20-25.

143. Соловьева Ю.В., Старенченко В.А. Механические свойства монокристаллов сплавов со сверхструктурой Ы2 в опытах по вариации температуры и скорости деформации // Изв. вузов. Физика. 2006. - Т.49. - №1. - С. 25-33.

144. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Попов JI.E. Динамика дислокаций и термическое упрочнение в сплавах со сверхструктурой Ll2 // Изв. вузов. Физика. 1996. - №2. - С.57-61.

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

146. Старенченко C.B., Замятина И.П., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Фазовый переход порядок беспорядок в сплаве Cu3Pd, индуцированный пластической деформацией // Изв. вузов. Физика. - 2000. - №8. - С.3-9.

147. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А. Накопление дислокаций и термическое упрочнение в сплавах со сверхструктурой Ll2 // ФТТ. 1999. -Т.41. - вып.З. - С.454-460.

148. Hemker K. J., A Study of the high-temperature deformation of the intermetallic alloy Ni3Al Ph. D. Thesis, Stanford University, Stanford (1990), P.182.

149. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Николаев В.И., Шпейзман В.В., Смирнов Б.И. Термическое упрочнение сплава Ni3Ge в условиях низких температур // Вестник Тамбовского государственного университета. 2000. - Т.5. - вып.2-3. -С.187-189.