Залежність цих процесів виявляється тільки в тих інтервалах температур і швидкостей нагрівання, де полігонізація, як конкуруючий процес, через формування комірчатих структур істотно зменшує вірогідність протікання початкових стадій рекристалізації.

В межах уявлень про будову границі в термінах моделі вузлів збігу зроблено припущення про те, що процес поглинання одних більш деформованих зерен іншими менш деформованими може бути пов'язаний із збільшенням щільності вузлів збігу вздовж границі відносно її рівноважного стану. В уявленнях моделі вузлів збігу (рис. 12) розглянуто вплив збільшення степені пластичної деформації на особливості структурних змін в висококутових границях вихідних зерен та границях комірчастих структур, що утворюються.

Зроблено висновок про те, що вірогідність процесу поглинання (W) менш деформованим сусідом більш деформованого може виглядати як функція від різниці щільності вузлів збігу в границях деформованого (Р₁) і рівноважного (Р₀) для даної орієнтацій станів:

W = f (P₁ - P₀)

На цій підставі поява комірчатих структур, границі яких мають більшу кількість вузлів збігу, і, відповідно, більш рухомі, в умовах малих швидкостей нагрівання та температур нижче від 0,4 Т плавлення може приводити до того, що полігонізація конкурує з рекристалізацією, змінюючи її механізм.

П'ятий розділ присвячений зародженню аустеніту в умовах підвищених швидкостей електроконтактного нагрівання в попередньо деформованій ферито-перлітній сталі. Розглянуто погляди багатьох авторів, аналіз яких дозволив визначити проблемні питання теорії зародження аустеніту і висвітлити їх із позицій впливу двох конкуруючих процесів - дифузії і зсуву. Основною метою було виявлення особливостей поведінки ферито-цементитних структур в умовах предперехідних станів, а також в інтервалі температур ц ® перетворення. Структури, деформованої у вихідному стані сталі 45ХН3МФА, після нагрівань до різних температур фіксували методом гартування з наступним їх вивченням за допомогою просвічувальної електронної мікроскопії тонких фольг. Відправним моментом стало дослідження структуроутворення в холоднодеформованій сталі після електронагріву до температур на 20 С нижче Ас₁. Cпостереження показали, що при такій обробці в деформованій феритній матриці йдуть процеси полігонізації і рекристалізації. У перлітній складовій вони менш розвинуті при слабких ознаках коагуляції цементиту. Останнє може бути пов'язане з різним степенем блокування дислокацій домішками, який посилюється в перлітній складовій в результаті розпаду цементиту при попередній пластичній деформації. Гартування від температур на 20 С вище Ас₁ в чисто феритній матриці не викликає істотних змін в порівнянні із попереднім випадком, в той час як стан феритного оточення та кількість фазових складових, які спостерігаються навколо глобулярного цементиту, залежить від розміру його часток і змінюється із їх збільшенням в наступній послідовності. В випадках без часток, біля часток мінімального розміру, або їхніх залишків спостерігається структури, які за своїми ознаками (ОЦК-гратка, висока щільність розташування дислокацій, фрагментованість та наявність границь) відповідають мартенситу. Біля цементиту з розмірами в межах 0,05-0,08 мкм, розташованого по периферії перлітних колоній, спостерігаються області із підвищеною щільністю розташування дислокацій, яка поступово знижується при віддаленні від часток і не може бути пов'язана з утворенням мартенситу. Детальне електронно-мікроскопічне дослідження фазового складу поблизу таких часток дозволило виявити присутність уздовж їхньої поверхні тонких (до 0,01…0,03 мкм) аустенітних оболонок, які не гартуються на мартенсит і на ранній стадії зародження можуть бути не суцільними (рис. 13). Біля часток з розмірами більше 0,2 - 0,3 мкм ніяких змін відносно вихідного стану не спостерігається. Серед причин стабільності перших порцій аустеніту може бути дві: дисперсність і фрагментованість -фази та висока концентрація в ній вуглецю. Останнє добре узгоджується з результатами робіт В.Н. Гриднєва з співробітниками, де рентгенографічним методом показано, що перші порції аустеніту мають більший параметр ґратки ніж ті, що утворились при більш високій температурі нагрівання.

Відзначено також, що утворення аустеніту посилює процес генерації дефектів у навколишню феритну матрицю. Це може бути обумовлено більшим об'ємом його елементарної гратки.

Утворення стабільної -фази біля пластинчастого цементиту при нагріванні до Ас₁ + 20 С не виявлено (відсутні її рефлекси на електронограмах). Тільки біля кінців цементитних пластин подекуди спостерігається збільшення щільності дислокацій, аналогічне вже описаному. Зародження аустеніту в цьому випадку починається при нагріваннях до більш високих температур в інтервал Ас₁-Ас₃ біля кінців цементитних пластин з наступним розвитком перетворення уздовж феритного прошарку в напрямку до центра перлітної колонії (рис. 14).

Стабільний стан аустеніту біля пластинчастого цементиту і в цьому випадку зафіксувати не вдалося. Подальше підвищення температури гартування до Ас₃ - 20 С, крім збільшення загальної кількості мартенситної фази, супроводжується появою в феритній матриці навколо карбідів різних за розмірами груп впорядкованих дефектів, що по характеру контрасту на електронно-мікроскопічних знімках та електронограмам відповідають двійникам та дефектам пакування. На електронограмах, отриманих від ділянок з останніми, виявляються тяжі в напрямках типу [200] фериту (рис. 15).

Подібні дифракційні ефекти можуть виникати при наявності у структурі тонких двійників, часток другої фази, а також упорядкованих систем дефектів пакування. При цьому тяжі від двійників не містять додаткових дифракційних максимумів. У той же час, у випадку наявності упорядкованих систем дефектів пакування, уздовж тяжів можуть спостерігатись додаткові дифракційні максимуми, обумовлені формуванням багатошарових структур, подібних до тих, які утворюються в фазах з ГЦК- гратками. Наведений на рис. 15, б тяж розбитий більш слабкими в порівнянні з основними феритними віддзеркаленнями дифракційними максимумами мабуть на 12 рівних частин, із котрих чітко спостерігаються 10. Останнє може свідчити про те, що гартування після нагріву із підвищеною швидкістю від температур Ас₃ - 20 С приводить до утворення в рекристалізованій феритній матриці поблизу часток цементиту впорядкованих систем дефектів пакування. При цьому кількість випадків фіксації стабільного аустеніту значно зменшується. Аналіз темнопольного зображення (рис 16, б), отриманого в рефлексі карбіду, вказує на існування всередині області, яка утримує групу впорядкованих лінійних дефектів, скупчення дисперсних часток з розмірами 7-70 нм, що світяться. Водночас на поверхні карбіду в місці його наближення до скупчення дисперсних виділень спостерігається фрагмент, який виступає над нею (рис. 16, б, вказано стрілкою). Означене, очевидно, пов'язане із дисоціацією карбіду оскільки ніколи не спостерігається після гартування від температури нижче Ас₁ та в відпаленому стані. За появу подібних ефектів відповідальними є зміни внутрішнього стану карбідів, які згідно літературних даних можуть бути пов'язані з розпадом метану, що існує в них, при температурах вище 600 С за реакцією СН₄ = С + 2Н₂ та наступним викиданням С і Н завдяки високому тиску в феритну матрицю.

Отримані результати та їх обговорення дозволили з'ясувати зв'язок між кінетикою дисоціації карбіду, температурно-часовими умовами термічної обробки, місцем знаходження та розміром часток, які визначають умови їхнього розпаду, змінюючи механізм проникнення його продуктів в ферит від поступового продавлювання (рис.13) до подібного до вибуху викидання.

Цей процес регламентує рівень напружень та механізми їх релаксації як при зароджені аустеніту (рис.13), так і в умовах його відставання при високих швидкостях обробки до фіксації внаслідок гартування станів з підвищеною щільністю розташування дислокацій, або формувань систем впорядкованих дефектів пакування (рис.16). Нагрів до температур Ас₃ + 20 С з наступним гартуванням сприяє формуванню в таких місцях структур, схожих із масивним мартенситом. У цей же час у місцях розташування колишніх перлітних колоній на фоні структур, отриманих після гартування, спостерігаються сліди (залишки) цементиту, повне зникнення яких пов'язано з перегрівами на 40…50 С вище температури кінця перетворення.

Таким чином, отримані результати свідчать, що нагрівання до температурного інтервалу _ф + ц ® перетворення супроводжуються як дифузійними, так і зсувними процесами, ступінь реалізації яких пов'язана із особливостями дисоціації цементиту, температурою нагрівання та швидкістю термообробки. Показано, що кінетика насичення феритного оточення продуктами разпаду цементиту (С и Н) залежить від розмірів карбідів, місця їх знаходження та швидкості нагрівання і може змінюватись від поступового продавлювання до подібного до вибуху викидання. Ці процеси сприяють зародженню аустеніту, або, при відставанні його швидкості від швидкості термічної обробки, ведуть до фіксації при гартуванні в таких місцях підвищеної щільності розташування дислокацій, або впорядкованих їх систем на фоні великої кількості дисперсних карбідних виділень.

При цьому визначальна роль належить співвідношенню швидкостей: хімічної реакції розпаду метану всередині часток (визначає рівень і механізми релаксації напружень, що виникають при потраплянні в феритне оточення продуктів їхньої дисоціації), зародження аустеніту та термічної обробки.

Шостий розділ присвячений вивченню взаємодії елементів структури полікристала при пластичній деформації в умовах площадки плинності.

На підставі літературних даних зроблено висновок про те, що процес пластичної деформації матеріалів в інтервалі площадки плинності при формуванні смуги Чернова-Людерса (Ч-Л) достатньо докладно вивчений у рамках дислокаційної моделі на мікроскопічному рівні. Водночас і сьогодні у ряду актуальних питань фізики пластичної деформації, поставлених О.П. Орловим, В.Л. Інденбомом, В.О. Ліхачовим, В.В. Рибіним, Р.З. Валієвим, В.Ю. Паніним та іншими, знайшли своє місце і ті, які пов'язані з відсутністю в описі пластичної деформації полікристалічних матеріалів коректного враховування участі границь зерен, як повновладних елементів структури. На підставі аналізу літературних даних з особливостей поведінки границь зерен у полікристалічних матеріалах констатовано: 1) границі зерен при пластичній деформації є місцями виникнення такого рівня напружень, який спроможний запускати на мікрорівні любий із відомих механізмів пластичної деформації, 2) водночас вони разом з прилеглими внутрішніми об'ємами зерен є і місцями релаксації напружень.

В зв'язку з тим, що особливості формування смуги Ч-Л пов'язані з наявністю границь зерен (відома обернено пропорційна залежність довжини площадки плинності від розміру зерна), представилося доцільним звернутися до вивчення мікро і макроскопічних особливостей формування смуги Ч-Л для виявлення їх зв'язка із розміром зерна. Це дозволило б побудувати модель реалізації пластичної деформації з визначенням ролі і місця границь зерен на різних її стадіях.

У результаті поставлених експериментів було встановлено, що кут між фронтом смуги Ч-Л і напрямком навантаження, що співпадає з віссю зразка, залежить від розміру зерна d (рис. 17). Цей результат дозволив за

пропонувати залежність для визначення сили опору ковзанню (F) в вигляді

F = Psin2,

полігонізація рекристалізація аустеніт

де , а величина навантаження при розтягуванні.

Крім того показано, що ширина смуги Ч-Л на ранній стадії її утворення (на межі плинності) знаходиться в прямо пропорційній залежності від розміру зерна. Вивчено особливості зміни мікротвердості і дислокаційної структури зразків у межах смуги Ч-Л на різних стадіях її розвитку (по довжині площадки плинності) і показано, що мікротвердість зразка в межах смуги з моменту її зародження поступово росте, сягаючи максимуму в середній її частині тоді, коли смуга починає збільшувати свою ширину. З цього моменту подальший ріст значень мікротвердості в центральній частині смуги припиняється, а спостерігається лише поступове збільшення ширини області з максимальними її значеннями. Процес продовжується доти, поки спостерігається збільшення ширини смуги. Отримані результати свідчать про те, що розподіл деформації в межах смуги не рівномірний і супроводжується її зменшенням в обидві сторони від середини в напрямку до фронтів розповсюдження. Припинення росту мікротвердості в центральній частині смуги з початком збільшення її ширини свідчить про досягнення в цій області деформації Людерса. Після цього пластична деформація в цій зоні припиняється, а її фронт поступово переміщується в обидві сторони в напрямках поширення смуги. Показано, що загальна ширина областей, де пластична деформація продовжується, приблизно відповідає ширині смуги в момент її зародження. На підставі отриманих результатів зроблено висновок про те, що об'єм зразка, який одночасно приймає участь у локалізованій макроскопічній деформації, у межах смуги Ч-Л на всіх етапах її розвитку однаковий і залишається постійним для кожного розміру зерна.

Останнє свідчить про наявність залежності геометрії розташування смуги та її ширини на стадії зародження від величини площі границь зерен, а також, мабуть, і від особливостей їхньої будови.

Електронно-мікроскопічне дослідження дислокаційних структур на різних стадіях розвитку смуги Ч-Л дозволило встановити, що з моменту утворення полоси і до припинення пластичної деформації в центральній її частині відбувається не тільки збільшення щільності розташування дислокацій з максимумом у центральній частині, а і переформування дислокаційної структури від “лісу” з ознаками зменшення можливості ковзання впоперек (наявність лінійних ділянок на дислокаціях) на стадії зародження смуги, до клубкової дислокаційної структури з ознаками фрагментації при досягненні деформації Людерса.

На підставі отриманих результатів, а також наявних літературних даних, зроблено твердження про те, що більш низька і різна міцність границь різноманітно орієнтованих зерен при навантаженні може приводити до виникнення напружень, які пов'язані із прагненням зерен до взаємного розвертання. Останнє супроводжується їх заклинюванням в межах усього зразка. При цьому величина напружень у місцях заклинювання росте прямо пропорційно розміру зерна і при досягненні певних значень релаксує за допомогою відповідних механізмів. Число місць заклинювання знаходиться в обернено пропорційній залежності від розміру зерна, подрібнення якого веде до збільшення кількості структурних концентраторів при відповідному зменшенні рівня напружень у їхніх вершинах.

Вперше висловлена думка про те, що момент запуску механізмів релаксації на мікрорівні служить відправною точкою в виникненні колективної форми руху зерен на мезо - та макрорівні, а величина деформації Людерса визначає, очевидно, релаксаційні можливості внутрішніх об'ємів зерен і їхніх границь. Послідовне їхнє вичерпання у центральній частині смуги і в межах усього зразка приводить до стадії деформаційного зміцнення. Це обумовлено зміною при деформації структури і властивостей висококутових границь зерен, з одного боку, і внутрішньої структури зерен - з іншого. Виникнення в зернах нових структурних елементів у вигляді субграниць супроводжується зростанням їх ролі у реалізації подальшої пластичної деформації зразка. Тепер вона здійснюється у межах усього зразка у вигляді колективного руху комірок при зменшенні участі залишків границь вихідної зеренної структури. На підставі аналізу отриманих результатів і літературних даних уперше сформульовані загальні закономірності реалізації пластичної деформації полікристала на площадці плинності з врахуванням участі границь і внутрішньої структури зерен від розміру останніх (рис. 18). Тут в термінах релаксаційних можливостей зерен і їхніх границь при втраті механічної стійкості зразка відображена зміна дольової участі пограничного і дислокаційного ковзання від розміру зерна та кількості концентраторів напружень.

В подальшому обговоренні відзначено провідну роль структурих концентраторів напружень в полікристалічних матеріалах не тільки в процесі реалізації пластичної деформації, а і виникненні в предмартенситних станах підвищеної щільності рухомих дислокацій, які приймають безпосередню участь в зародженні б та мартенситів, поліпшуючи умови формування відповідних Таким чином, механізм пластичної деформації полікристалів вперше представлено як процес пошуку оптимального шляху (траєкторії) її реалізації за участю всіх структурних елементів зразка в залежності від їх орієнтації відносно докладеного зусилля та конкуренції діючих механізмів релаксації, що працюють за законом Шміда (рис. 19). Відхилення від цього закону при деформації полікристалічних матеріалів пов'язане з їх різною дольовою участю відповідною до структурної ієрархії зразка. Вона визначає кількість структурних концентраторів та відповідні швидкості зростання напружень в їхніх вершинах міжфазних поверхонь.

Звертається увага на здатність запропонованих моделей до прогнозування експериментальних данних по морфологічним ознакам мартенситних кристалів, які утворились в масивних зразках і тонких фольгах, в тому числі і щодо визначення характеру структури міжфазних границь в умовах різних рівней енергії дефекта пакування.

Підкреслено багатогранність участі дислокацій в механізмах знеміцнення в залежності від швидкості та локальності нагрівань та вказано на можливість використання встановлених закономірностей при створенні технологій отримання ультра дисперсних структурних станів.

Вказано на залежність кинетики дисоціації карбідів від швидкості нагрівання та визначальна її роль в особливостях появи дислокацій в феритному оточенні карбідів завдяки напруженням, що виникають внаслідок викидання в ферит продуктів дисоціації часток в умовах відставання швидкості зародження аустеніту.

Висновки

В роботі розроблені наукові концепції реалізації фазових і структурних перетворень в сплавах заліза за участю дислокаційних процесів та показано, що дислокація, яка рухається, є більш активним у порівнянні із нерухомою носієм нестійкого стану ґратки.

1. Вперше методом електронної мікроскопії in situ досліджена участь дислокацій та продемонстровано явище нестійкості ґратки аустеніту перед реалізацією ? і ? мартенситних перетворень. Воно супроводжується зниженням модуля зсуву і енергії дефекта пакування, а також запуском дислокаційних джерел. Генеровані ними дислокації рухаються під дією чинних напружень в напрямку концентраційних зародкових неоднорідностей і при зіткненні з ними беруть участь у зародженні і - мартенситних фаз через полегшення процесу формування міжфазної границі. Для утворення зародка кристала ізотермічного голчатого - мартенситу достатньо зіткнення однієї повної дислокації типу а/2110 з умовною границею концентраційної зародкової неоднорідності, яка знаходиться в стані нестійкості. В той же час механізм мартенситного перетворення передбачає генерацію плоских дислокаційних скупчень, поодинокі дислокації котрих, при достатній їх щільності і впорядкованому разщепленні в умовах низької енергії дефекта пакування можуть сформувати -фазу з ГЩУ граткою або любу іншу багатошарову структуру. Вперше продемонстровано, що механізм оберненого перетворення здійснюється зсувним шляхом при захлопуванні упорядкованих дефектів пакування в зворотній послідовності по відношенню до прямого переходу при повному поновленні орієнтації вихідного аустеніту, а формування його фазонаклепаного стану після перетворення залежить від швидкості нагрівання і йде шляхом прямого спадкування повних дислокацій типу а/2 110, які приймали участь в утворенні -фази.

2. Вперше на підставі in situ електронномікроскопічних досліджень встановлено, що дислокації та їх скупчення є місцями безпосереднього зародження рекристалізаційних утворень в умовах швидкісних локальних нагрівань. Було продемонстровано, що висококутові границі зерен в місцях активної взаємодії сусідів при пластичній деформації змінюють свій стан, трансформуючись в субструктурні. Показано, що попередня пластична деформація змінює структуру висококутових границь зерен, збільшуючи щільність розташування вузлів збігу вздовж них або формує більш мобільні малокутові границі із значно більшим числом вузлів збігу. Це створює передумови при невеликих швидкостях нагрівання для развитку конкуруючого з рекристалізацією процесу полігонізації.

3. Вперше експериментально продемонстровано та науково обґрунтовано природу виникнення підвищеної щільності розташування дислокацій аж до фіксування упорядкованих їх систем в феритній матриці біля поверхні карбідів після швидкісних термообробок з міжкритичного температурного інтервалу аустенізації. Вперше показано, що цей процес визначається суперпозицією кінетик аустенізації та дисоціації цементиту, які залежать від розміру часток та швидкості термообробки і регламентують характер проникнення продуктів розпаду в феритне оточення від поступового продавлювання до подібного до вибуху викидання. Це визначає рівень напружень, які виникають, та шляхи їхньої релаксації в фериті при гартуванні в умовах відставання швидкості зародження аустеніту. При цьому здатність загартованих сталей до утворення цементитних виділень при нагріванні, а також їх наявність в вихідних станах є передумовою реалізації при наступних термообробках (в вивченому інтервалі швидкостей) з міжкритичного інтервалу температур дифузійного зародження аустеніту навколо цементитних виділень незалежно від їх морфології.

4. Вперше сформульовано закономірності реалізації пластичної деформації полікристалів сплавів заліза з послідовним розгляданням участі дислокаційного ковзання та пограничного проковзування в залежності від розміру зерна. При цьому показано, що геометрія розташування полоси Чернова - Людерса відносно осі навантаження, а також її ширина на стадії зародження залежать від розміру зерна, яке через обернено пропорційну залежність визначає кількість структурних концентраторів та умови запуску (механізмів релаксації) дислокаційних джерел в їхніх вершинах. Цей процес є відповідальним за виникнення колективної форми руху зерен і їхніх частин на мезо- і макроскопічному рівнях, в тому числі і через механізм проковзування вздовж границь елементів структури. При цьому досягнення деформації Людерса в крупнозернистих станах супроводжується початком утворення комірок і визначає вичерпання релаксаційних можливостей внутрішніх об'ємів зерен і границь в межах певного колективу зерен, що знаходиться в центральній частині полоси на стадії початку її поширення. В умовах дрібнозернистих структур границі зерен зберігають провідну роль аж до руйнування.

Отримані експериментальні результати, запропоновані на їх підставі моделі та наукові концепції участі дислокаційних процесів в фазових та структурних пертвореннях в сплавах заліза мають загальний характер і вносять значний вклад до розвитку наукових уявлень фізики металів про означені явища.

Список опублікованих праць за темою дисертації

Волосевич П.Ю., Гаврилюк В.Г., Петров Ю.Н., Полушкин Ю.А. Электонно-микроскопическое исследование структурных изменений при нагреве холоднодеформированной стали // Металлофизика. - 1977. - вып. 69. - С. 71 - 77.

Волосевич П.Ю. К вопросу о зарождении - фазы при ? мартенситном превращении // Металлофизика. - 1979. - вып. 75. - С. 43 - 47.

Волосевич П.Ю. До запитання про втрату стійкості гратки аустеніту поблизу температур фазових ? і перетворень // УФЖ. - 1979. - т. 24, №4. - С. 565 - 567.

Волосевич П.Ю., Гаврилюк В.Г. Электронномикроскопическое исследование структурных изменений при пластической деформации и последующем нагреве стали // Металлофизика. - 1980. - т. 2, №2. - С. 75 - 81.

Волосевич П.Ю., Гаврилюк В.Г., Полушкин Ю.А., Шнайдер М.Б. Влияние ванадия на структурную стабильность стали при испытаниях на длительную прочность // Металлофизика. - 1980. - 2, № 4. - С. 49 - 54

Волосевич П.Ю. Енергія дефекту пакування і її трактовка в практиці дифракційної електронної мікроскопії // УФЖ. - 1981. - т. 26, №7. - С. 1154 - 1159.

Волосевич П.Ю. Дислокації, енергія дефекту пакування та їх зв'язок з проблемою зародкоутворення мартенситів - і - фаз // УФЖ. - 1982. - т. 27, №3. - С. 408-418.

Волосевич П.Ю., Гаврилюк В.Г., Сердитова Т.Н. Влияние легирующих элементов на распределение дислокаций в холоднодеформированном -железе // Металлофизика. - 1983. - т. 5, №2. - С. 112 - 115.

Волосевич П.Ю., Козлов А.В., Мордюк Н.С., Пискун Н.А. Пластическая деформация стали в ультразвуковом поле // Металлофизика. - 1983 - 5, №6 - С. 107 - 109.

Волосевич П.Ю., Мешков Ю.Я., Полушкин Ю.А., Сердитова Т.Н. Влияние легирующих элементов на характеристики хрупкого разрушения холоднодеформированной стали // Металлофизика. - 1984. - 6, № 5. - С. 127 - 129.

Волосевич П.Ю., Москаленко В.А., Сердитова Т.Н., Еремин В.И. 0 некоторых особенностях поведения Fе после больших степеней деформации в условиях низкотемпературных испытаний // Металлофизика. - 1986. - 8, № 3. - С. 111 -113.

Волосевич П.Ю., Коджаспиров Г.Е., Мешков Ю.Я., Полушкин Ю.А., Шевченко Г.А. Влияние температуры раскатки на структуру и механические свойства конструкционных сталей // Металлофизика. - 1987. - 9, № 2. - С. 29 - 32.

Волосевич П.Ю., Сердитова Т. Н. Структурные особенности деформации и разрушения в условиях порообразования в шейке растягиваемого образца // Порошковая металлургия. - 1988. - №5. - С. 66 - 70.

Волосевич П.Ю., Полушкин Ю.А. О некоторых особенностях пластической деформации и разрушения ОЦК сплавов железа в условиях растяжения // Металлофизика - 1988. - 10, № 4. - с. 125 - 127. - Деп. в ВИНИТИ 13.04.88 № 2829 - 888 (21 С.)

Волосевич П.Ю., Мусиенко М.Н. Формирование структуры фазонаклёпанного аустенита при ? превращении в условиях непосредственного наблюдения в колонне электронного микроскопа // Металлофизика. - 1993. - т. 15, №5. - С. 45 - 50.

Волосевич П.Ю., Гарасим Ю.А., Грайворонский Н.В. Структурообразование в холоднодеформированной стали при электронагреве // Металлофизика и новейшие технологии. - 1994. - т. 16, №5. - С. 22 - 27.

Волосевич П.Ю., Котречко С.А., Мешков Ю.Я., Мусиенко М.Н., Никоненко Д.И. Влияние пластической деформации на внутризёренное распределение дислокаций в малоуглеродистой стали при её разрушении в области температур вязко - хрупкого перехода // Металлофизика и новейшие технологии. - 1994. - т. 16, №12. - С. 40 - 43.

Volosevich P.Yu., Garasim Yu.A., Graivoronsky N.V. Formation of multilayer struktures in ferrite of e rapidli heated steel // Met. Phys. Adv. Tech. - 1995. - vol. 15. - P. 383 - 385.

Volosevich P.Yu. Instability of the FCC lattice, dislocations, and their part in the realisation of martensitic and transformations // Met. Phys. Adv. Tech. - 1997. - Vol. 16. - P. 403 - 410.

Волосевич П.Ю. Границы зёрен и пластическая деформация Ст10 на площадке текучести // Металлофизика и новейшие технологии. - 1996. - т. 18, №9. - С. 63 - 69.

Volosevich P.Yu., Girzhon V.V., Danil'chenko V.E. Formation of the stracture of Fe-Ni allois аt the result ofmultiple martensite transvormations // Scripta Materialia. - 1997. - vol. 37, №7. - P. 977 - 981.

Волосевич П.Ю. Рекристаллизация в условиях изменяющейся скорости и локальности нагрева // Металлофизика и новейшие технологии. - 2001. - т. 23, № 3. - С. 353 - 366.

Волосевич П.Ю., Гарасим Ю.А., Даниленко Н.И., Адеев В.М., Никоненко Д.И. Влияние предварительной холодной пластической деформации ( раскатки) на структуру и механические свойства термоупрочнённой стали 45ХН2МФА // Металлофизика и новейшие технологии. - 2002. - т. 24, №3. - С. 413 - 422

Волосевич П.Ю., Козлов А.В., Мордюк Б.Н., Прокопенко Г.И., Даниленко Н.И. Пластическая деформация в ультразвуковом поле и её возможности применительно к насыщению углеродом поверхностных слоев образцов железа // Металлофизика и новейшие технологии. - 2003. - т. 25, №5 - С. 679 - 792.

Волосевич П.Ю., Беспалов С.А. Склерометрия и ее возможности в комплексном выявлении особенностей распределения элементов структуры, их механических характеристик и размерных параметров // Металлофизика и новейшие технологии. - 2004. - т.26, №3 - С. 343 - 359.

Волосевич П.Ю., Беспалов С.А. Структурообразование и износостойкость стали 40Х // Металлофизика и новейшие технологии. - 2004. - т. 26, №5. - С. 691 - 701.

Волосевич П.Ю. О поведении глобулярных карбидов стали 45ХН2МФА в интервалах б_ф+ц >г и б_ф>г превращений в зависимости от скорости и температуры нагрева // Металлофизика и новейшие технологии - 2005. - т. 27, - № 11 - С. 1455 - 1469.

Волосевич П.Ю., Беспалов С.А. Про закономірності формування зносостійких станів в інструментальніх легованих сталях // Металознавство та обробка металів. - 2006. - № 2, - С. 37 - 43.

Волосевич П.Ю., Беспалов С.А. Микротвердость поверхностей и ее связь с температурой закалки и распределением углерода в сталях 40Х и 40ХНМ // Металлофизика и новейшие технологии. - 2006 - т. 28, №12. С. - 1629 -1638.

Волосевич П.Ю., Гриднев В.Н., Петров Ю.Н. Влияние марганца и углерода на энергию дефекта упаковки в сплавах Fe-Mn, Fe-Mn-C // Применение в металловедении просвечивающей и растровой электронной микроскопии. - Общество “Знание” РСФСР. - 1976. - С. 141 - 145.

Волосевич П.Ю., Гриднев В.Н., Петров Ю.Н. Влияние марганца на энергию дефекта упаковки в сплавах железо-марганец // ФММ. - 1976. - т. 42, вып. 2. - С. 372 - 376.

. Аветисян Ю.А., Волосевич П.Ю., Горбач В.Г., Самсонов Ю.И. ICOMAT-77; Доклады международной конференции «Мартенситные превращения»: (Киев, Украина, 16-20 мая 1977 г.). Кинетика образования мартенсита при циклической деформации // Киев: Наук. Думка, 1979. - С. 171 - 177.

Волосевич П.Ю. Наблюдение процесса рекристаллизации при нагреве в колонне электронного микроскопа с ускоряющим напряжением 100 кВ // ФММ. - 1978. - т. 45, вып. 2. - С. 309 - 314.

Крымчанский И.И., Рольщиков Л.Д., Гаврилюк В.Г., Волосевич П.Ю. и др Изменение структуры и механических свойств стальной проволоки при больших суммарных обжатиях // Сталь. 1979. - № 3. - С. 211 - 213.

Волосевич П.Ю. К вопросу о развитии процессов разрушения в железе и малоуглеродистых сталях // ФХММ, - 1985. - № 4. с.128. - Деп. В ВИНИТИ 22.04.85. №2681 - 85 (18 С.).

Волосевич П.Ю., Полушкин Ю.А. Роль легирования в изменении характеристик прочности и разрушения предварительно деформированных конструкционных сталей // Прочность материалов и конструкций при низких температурах. - К. : Наукова думка, 1990. - С. 56-61.

Волосевич П.Ю., Гиржон В.В., Данильченко В.Е. Влияние многократных переходов на структуру железоникелевых сплавов // МиТОМ. - 1990. - №11. - С. 5 - 7.

Волосевич П.Ю., Гиржон В.В., Данильченко В.Е. Закономерности формирования структуры фазонаклёпанной стали 50Н25 при медленном нагреве // МиТОМ. - 1992. - №3. - С. 5 - 8.

Волосевич П.Ю. Толщина фольги и её роль в реализации зарождения мартенситной фазы при прямых электронно-микроскопических наблюдениях // Поверхность. - 1992. - №12. - С. 88 - 95.

Kyзiн О.А., Беспалов С.А., Волосевич П.Ю. Гарасим Ю.А. Структура i процеси зношування покращених сталей 40Х i 40XHM // Вісник національного університету «Львівська Політехніка» Оптимізація виробничих процесів та технічний контроль у машинобудуванні та приладобудуванні. Львів. - 2001. - № 422 - С. 104 - 113.

Деклараційний патент на корисну модель № 10011 Україна, МКП G01L1/00. Спосіб визначення внутрішніх напружень / Волосевич П.Ю., Беспалов С.А.; заявник і власник патенту Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України - № 200504983; заявлено 26. 05. 2005; видано 17.10. 2005. Бюл. «Промислова власність» № 10. - С. 1 - 4.

Патент на корисну модель № 22454 Україна, МКП G01L1/00 Спосіб визначення внутрішніх напружень / Волосевич П. Ю., Беспалов С. А.; заявник і власник патенту Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України - № 200612108; заявлено 20. 11. 2006; видано 25.04. 2007, Бюл. «Промислова власність» № 5. - С. 3.

Размещено на Allbest.ru