Закономерности и природа термического и деформационного упрочнения монокристаллов сплавов со сверхструктурой L12 при различных видах термосилового воздействия

Описанные особенности связаны как с механизмами самоторможения сверхдислокаций, характерными для упорядоченных сплавов, так и с причинами, характерными для чистых металлов, вызывающими возрастание термоактивируемой составляющей сопротивления движению дислокаций при увеличении скорости движения дислокаций . Сопротивление деформированию в упорядоченных сплавах может быть представлено как функция нескольких переменных: 1 - средней плотности дислокаций леса ; 2 - плотности термоактивируемых дислокационных барьеров, образующихся на движущихся сверхдислокациях ; 3 - плотности подвижных дислокаций ; 4 - локальной температуры деформирования (). Поэтому деформирующее напряжение можно представить как функцию нескольких переменных:

, (5)

которые, в свою очередь, зависят от той скорости пластической деформации, которая задается внешним нагружающим устройством. Тогда приращение сопротивления деформированию в зависимости от скорости деформации () можно представить как:

. (6)

Эта сумма содержит как положительные, так и отрицательные члены. Величины , очевидно положительны. Величина - отрицательна, поскольку увеличение плотности барьеров приводит к возрастанию (, в то время как увеличение скорости пластической деформации приводит к увеличению скорости движения дислокаций и уменьшению плотности барьеров, возникших на них термоактивируемым путем так, что ). По этой же причине возрастает плотность подвижных дислокаций , в то время как , деформирующие напряжения уменьшаются с увеличением плотности подвижных дислокаций. Наконец, в аномальных сплавах, в то время как .

Таким образом, изменение напряжений при вариации скорости пластической деформации у сплавов со сверхструктурой L1₂ содержит две составляющие противоположного знака:

, (7)

где - нормальный и аномальный отклики напряжений на изменение скорости деформации соответственно.

Мгновенное изменение скорости деформирования вызывает отклик материала, имеющий конечную длительность. Поскольку механизмы аномального и нормального откликов различны, то и времена упомянутых переходных процессов могут существенно различаться. В эксперименте на сплавах со сверхструктурой L1₂ наблюдается форма скачка, соответствующая случаю, когда нормальные механизмы более мобильны по отношению к изменению скорости деформации, чем аномальные. При этом соотношение между величинами нормальной и аномальной составляющих полного скачка напряжений могут быть различными. На основе приведенных рассуждений предложена методика разделения скачка напряжений на нормальную и аномальную составляющие.

На основании предложенной методики выполнен анализ нормальной и аномальной составляющих полного скачка напряжений (рис. 11) при вариации скорости в условиях октаэдрического и кубического скольжений. Изучено влияние на составляющие скачка напряжений диапазона изменения скоростей деформации и химического состава сплава. Показано, что нормальная составляющая скачка напряжений с хорошей точностью описывается линейной зависимостью от напряжений (а₁ и а₂ - константы) при всех исследованных температурах (293…923К) (рис. 12, а). Аномальная составляющая скачка напряжений не зависит от деформирующих напряжений в интервале низких и средних температур (293…473К) (рис. 12, б).

Результаты исследований скачков напряжений при вариации температуры деформации для монокристаллов сплава Ni₃Ge, показали, что в случае, когда не происходит изменения количества действующих систем скольжения, кривые зависимости хорошо описываются линейным соотношением вида . Аналогичная зависимость имеет место и для чистых металлов и носит название закона Коттрела-Стокса. Основное отличие от традиционного закона Коттрела-Стокса в случае сплавов со сверхструктурой L1₂ состоит в том, что кривые для некоторых ориентаций монокристаллов полностью лежат в области отрицательных значений. Было показано, что также как и при вариации скорости деформации, скачок напряжений при вариации температуры можно разделить на нормальную и аномальную составляющие.

Обнаружена аномальная температурная зависимость скорости ползучести в условиях релаксации напряжений. Это является свидетельством того, что механизмы самоблокировки проявляют себя не только в опытах по активному нагружению, но играют существенную роль в условиях релаксации напряжений, снижая подвижность дислокаций и уменьшая скорость деформации с увеличением температуры.

В главе 4 «Термоактивационный анализ пластической деформации сплавов со сверхструктурой L1₂» сформулирован и реализован новый подход к проведению термоактивационного анализа для сплавов со сверхструктурой L12, обладающих аномальной температурной зависимостью механических свойств. В основу данного подхода положен принцип суперпозиции механизмов, дающих нормальный и аномальный отклики на изменение скорости или температуры деформации. На основании анализа нормальных составляющих скачка напряжений, полученных из опытов по вариации скорости и температуры деформации, были вычислены эффективные активационные объемы и энергии активации контактного взаимодействия сверхдислокаций. Измерения эффективного активационного объема показали, что для всех температур выполняется линейная зависимость величины, обратной эффективному активационному объему от приложенного напряжения.

Выявлены отличия в характере изменения эффективного активационного объема с температурой в случае октаэдрического скольжения и в случае кубического. Для октаэдрического скольжения температурный интервал, соответствующий аномальной температурной зависимости предела текучести, можно разделить на две стадии по характеру изменения эффективного активационного объема: стадию интенсивного увеличения активационного объема и стадию его быстрого снижения (рис. 14). Установлено, что максимум на температурной зависимости эффективного активационного объема смещен относительно максимума на температурной зависимости предела текучести в сторону низких температур. Для кубического скольжения с увеличением температуры активационный объем увеличивается на всем температурном интервале. Проведена оценка плотности дислокаций с использованием величин активационных объемов, которая показала совпадение порядка полученных величин со значениями плотностей дислокаций, измеренных с помощью методов просвечивающей дифракционной электронной микроскопии. Получены энергии активации пересечения сверхдислокаций для октаэдрического и кубического скольжений. Для октаэдрического скольжения при Т=293К , при Т=673К . Для кубического скольжения при Т=473К .

Первая часть главы посвящена моделированию процессов ползучести сплавов со сверхструктурой L1₂. В работе выполнено математическое моделирование в концепции упрочнения и отдыха. В модели учитываются механизмы самоторможения сверхдислокаций. Полагается, что пластическая деформация осуществляется вследствие образования зон сдвига. При этом все дислокации разделены на две категории: 1) внутризонные дислокации, образовавшиеся либо вследствие возникновения барьеров Кира-Вильсдорфа на винтовых сверхдислокациях, либо вследствие торможения краевых дислокаций при осаждении на них точечных дефектов; 2) периферийные дислокационные скопления, образованные заторможенными на границах зон сдвига сдвигообразующими дислокациями. Дислокации, находящиеся в барьерах, и скользящие дислокации ведут себя в процессе ползучести принципиально различным образом. Барьерные конфигурации остаются неподвижными и не дают вклад в деформацию ползучести, в то время как сдвигообразующие периферийные дислокации обеспечивают деформацию ползучести. Прослежена эволюция каждой категории дислокаций с температурой и временем ползучести. Для каждой категории дислокаций записано своё дифференциальное уравнение баланса и уравнения баланса для точечных дефектов. Построено уравнение, описывающее скорость пластической деформации, с учетом вкладов в неё дислокаций различной природы и изменения их подвижности в процессе пластической деформации:

, (8)

. (9)

При построении данного уравнения учтено, что в сплавах со сверхструктурой L1₂ часть дислокаций из общей плотности сдвигообразующих дислокаций () оказывается неподвижной в связи с тем, что они заблокированы либо в барьерах Кира-Вильсдорфа (энергия активации u₁), либо в барьерных конфигурациях, образовавшихся при переползании сверхчастичных дислокаций (энергия активации u₂). Это приводит к тому, что плотность подвижных дислокаций в этих сплавах убывает с возрастанием температуры. Возникновение барьеров Кира-Вильсдорфа вносит свои изменения в длину термоактивируемого свободного сегмента дислокации , см. уравнение (9). В среднем при образовании барьера Кира-Вильсдорфа блокируется 0,6-0,8 от длины свободного сегмента дислокации (т.е. x=(0,6…0,8) l, где x - длина барьера Кира-Вильсдорфа, l - длина свободного сегмента дислокации в отсутствие барьера Кира-Вильсдорфа).

В работе показано, что термоактивируемое движение сверхдислокаций осложняется специфическими механизмами термоактивируемого самоторможения сверхдислокаций. Вследствие этого возрастание температуры активирует два конкурирующих процесса: с одной стороны увеличивает подвижность сверхдислокаций, связанную с преодолением термоактивируемых стопоров, с другой стороны уменьшает долю подвижных дислокаций. Конкуренция этих двух процессов может приводить к снижению скорости ползучести по сравнению с чистыми металлами и возникновению аномалии скорости ползучести на ее начальной стадии. Численная реализация построенной математической модели и анализ результатов расчетов показывают, что некоторые экспериментально наблюдаемые закономерности ползучести сплавов со сверхструктурой L1₂ находят объяснение в рамках предлагаемой модели. Так, например, удаётся описать немонотонную зависимость скорости пластической деформации от температуры.

Во второй части главы проведено математическое моделирование суперлокализации пластической деформации, наблюдаемой в условиях высокотемпературной деформации. Наряду со специфическими механизмами торможения сверхдислокаций, характерными для сплавов со сверхструктурой L1₂, в модели учитываются процессы динамического возврата, приводящие к перестройке дислокационной структуры и образованию дислокационных стенок. В модели было учтено уменьшение концентрации точечных дефектов вследствие поглощения их краевыми дислокациями, что привело к снижению интенсивности образования дислокационных стенок. Получены новые сценарии развития решений системы уравнений, составляющих модель деформации сплавов со сверхструктурой L1₂, которая учитывает процесс перестроения дислокаций в стенки. Предложена физическая модель макроскопической локализации пластической деформации сплавов со сверхструктурой L1₂. Показано, что суперлокализация пластической деформации определяется наличием концентраторов напряжений и немонотонным упрочнением элемента деформируемой среды. При этом не важно, какой конкретно набор механизмов определяет немонотонность упрочнения элемента деформируемой среды. Многократная немонотонность упрочнения элемента среды может служить причиной множественности полос макроскопической локализации деформации.

Основные результаты и выводы

1. Экспериментально установлено, что для монокристаллов сплава Ni₃Ge аномальный рост напряжений течения начинается от температуры 4,2 K, энергия активации термического упрочнения при этом составляет несколько сотых долей электрон-вольт (0,02эВ). Решение уравнения динамики показало, что полученные при криогенных температурах малые значения энергии активации термического упрочнения связаны с движением дислокаций со скоростями, близкими к скорости звука. Показано, что для объяснения температурной аномалии напряжений течения и параметра междислокационного взаимодействия при криогенных температурах, необходимо привлечение механизма Кира-Вильсдорфа, экспериментальным доказательством которого являются, наблюдаемые в сплаве дислокации, находящиеся в барьерных прямолинейных конфигурациях при температуре 4,2К.

2. Проведено исследование пластического поведения монокристаллов сплава Ni₃Ge, имеющих отклонения состава от стехиометрии, установлено, что на температурных зависимостях предела текучести обнаруживаются стадии термического упрочнения, аналогичные стадиям, выявленным при исследовании монокристаллов стехиометрического состава. Увеличение отклонения от стехиометрии состава сплава приводит к увеличению температур начала и конца стадий. При температурах, соответствующих положительной температурной зависимости напряжений течения, сдвиговые напряжения уменьшаются с уменьшением концентрации атомов Ge, а при температурах, соответствующих отрицательной температурной зависимости напряжений течения, сдвиговые напряжения увеличиваются.

3. Установлено, что изменение состава сплава оказывает наибольшее влияние на положение «пика» аномалии в том случае, когда следующее за ним уменьшение напряжений с температурой связано преимущественно с процессами диффузионного движения дефектов (максимум на температурной зависимости напряжений течения монокристаллов ориентации [001], второй высокотемпературный максимум на температурной зависимости напряжений течения монокристаллов ориентации [34]). Положения максимума, природа которого связана с началом кубического скольжения (первый максимум на температурной зависимости напряжений течения монокристаллов ориентации [34]), не зависит от выбранных в работе вариаций состава сплава.

4. Основные закономерности изменения напряжений течения при отклонении состава сплава Ni₃Ge от стехиометрии непротиворечиво объясняются в рамках теоретико-феномелогической схемы термического упрочнения, в основе которой лежит суперпозиция механизмов различной природы. С использованием предложенной в работе схемы восходящая и нисходящая ветви температурной зависимости предела текучести описывается двумя энергиями активации. Восходящей ветви температурной зависимости соответствует низкотемпературная энергия активации u₁, которая в зависимости от состава сплава изменяется в диапазоне (0,94ч1,7)10^-2 эВ и энергия активации u₂=(7,2ч12,1)10^-2 эВ, описывающая высокотемпературную часть восходящей ветви аномалии. Изменение состава сплава в большей степени оказывает влияние на вторую высокотемпературную энергию активации u₂. Снижение напряжений течения, следующее за «пиком» аномалии, описывается энергией активации u*₁, которая в зависимости от состава сплава изменяется в диапазоне (6,2ч7,2) 10^-2 эВ и второй энергией активации u*₂, имеющей значения (7,5ч8,5) 10^-2эВ. Увеличение отклонения от стехиометрии состава сплава приводит к увеличению энергий активации.

5. Установлены механизмы, контролирующие скорость ползучести монокристаллов Ni₃Ge разной ориентации в различных температурных интервалах.

В области температур Т<0,6Тпл и ф0,9ф₀ или Т=0,6Тпл и ф<0,9ф₀, (ф₀ - предел текучести) ползучесть монокристаллов Ni₃Ge ориентации [0 0 1] осуществляется октаэдрическим скольжением, а её скорость, контролируется самоблокировкой сверхдислокаций. Этот механизм проявляется при крайне низкой скорости стационарной ползучести (10^-910^-8с^-1) и не зависит от уровня приложенных напряжений. На стадии первичной ползучести наблюдается аномальная температурная зависимость скорости ползучести. Основным элементом дислокационной структуры при этом являются прямолинейные дислокации, доля которых составляет 0,8 от общей плотности дислокаций.

В области температур «0,6Тпл и напряжений ф0,9ф₀ ползучесть осуществляется октаэдрическим скольжением, а её скорость контролируется переползанием сверхдислокаций. Ориентационная зависимость скорости стационарной ползучести связана с октаэдрическим скольжением. В плоскостях скольжения наблюдается увеличение количества криволинейных и изогнутых дислокаций. Измеренная величина энергии активации ползучести, равная 3,4эВ, близка к энергии активации самодиффузии.

В области температур >0,6Тпл и напряжений ф0,9ф₀ ползучесть связана с некристаллографическим сдвигом, а её скорость контролируется диффузионно-поддерживаемыми процессами возврата. Экспериментальными доказательствами данного механизма являются: 1) ускоренная ползучесть при высоких температурах; 2) скорости ползучести, сравнимые со скоростями активной деформации; 3) обнаруженное в работе явление высокотемпературной суперлокализации пластической деформации при ползучести; 4) формирование фрагментированной и зёренной структуры; 5) величина энергии активации ползучести, превышающая энергию активации 3,4эВ; 6) отсутствие связи ориентационной зависимости скорости ползучести с кристаллографическим скольжением при высоких температурах.

Для монокристаллов ориентации [1 2 2] и [2 3 4] высокотемпературная ползучесть связана с кубическим скольжением. Этот механизм проявляется в очень низкой эффективной энергии активации ползучести, которая составляет величину порядка 0,05эВ, макроскопически однородной деформации, в грубых следах скольжения.

6. Установлено, что форма скачка напряжений, наблюдаемая при вариации скорости деформации на монокристаллах интерметаллидов со сверхструктурой L1₂, существенно усложнена по сравнению со скачками напряжений, наблюдаемыми на чистых металлах. При вариации скорости деформации обнаруживается более сложный переходный процесс: изменение напряжений сопровождается образованием на кривой течения своеобразного «зуба текучести» при увеличении скорости деформации, или провала при уменьшении скорости деформации. С уменьшением скорости деформации напряжения сначала уменьшаются, а затем быстро возрастают с деформацией до нового перегиба, после которого процесс деформации можно назвать установившимся. Качественные особенности формы скачка напряжений, наблюдаемого при вариации скорости деформации, его эволюция с температурой и деформацией, позволили предложить теоретическую схему, объясняющую наблюдаемую форму скачка напряжений на основе суперпозиции механизмов, дающих нормальный и аномальный отклики на изменение скорости деформации.

7. На основе анализа нормальной и аномальной составляющих скачка напряжений при вариации скорости деформации в условиях октаэдрического и кубического скольжения, влияния на них диапазона изменения скоростей и химического состава сплава установлены следующие закономерности:

· нормальная составляющая скачка напряжений с хорошей точностью описывается линейной зависимостью от напряжений (а₁, а₂ - константы), подобной зависимостям скачка напряжений для чистых металлов. Отличие от чистых металлов заключается в характере влияния температуры на коэффициенты а₁ и а₂;

· аномальная составляющая скачка напряжений не зависит от деформирующих напряжений в интервале низких и средних температур. При повышенных температурах возможно увеличение с деформацией величины аномальной составляющей скачка напряжений;

· увеличение диапазона вариации скорости деформации приводит к увеличению как нормальной, так и аномальной составляющей скачка напряжений;

· анализ температурных зависимостей скачков напряжений выявляет двухстадийный характер изменения скоростной чувствительности с температурой в интервале температурной аномалии напряжений течения;

· аномальная скоростная чувствительность напряжений течения зависит от соотношения величин нормальной и аномальной составляющих скачка напряжений, в условиях октаэдрического скольжения наблюдается при повышенных температурах (0,3Т_пл<Т<0,6T_пл) в начале деформирования, при изменении скорости деформации на один порядок;

· обнаружена аномальная скоростная чувствительность напряжений течения в условиях кубического скольжения;

· отклонения состава сплава Ni₃Ge от стехиометрии показало, что при температурах 293К и 373К монокристаллы всех составов сплава проявляют очень похожее поведение: аномальная составляющая не изменяется с деформацией, нормальная составляющая линейно увеличивается. Состав сплава влияет на абсолютные величины скачка и его составляющие, практически не изменяя наклон зависимостей , , . Чем ближе состав сплава к стехиометрическому, тем более схоже их поведение. При максимальном отклонении от стехиометрии характер зависимостей , , существенно изменяется, с увеличением температуры скачкообразно изменяются наклоны зависимостей , . Установлено, что аномальная часть скоростной чувствительности с уходом от стехиометрии увеличивается.

8. Выполнен сравнительный анализ скоростной чувствительности в двух типах опытов: а) деформация с многократной быстрой сменой скорости на один порядок в процессе деформирования; б) деформация с различными скоростями с целью получения полных макроскопических зависимостей напряжение - деформация. Выявлено качественное совпадение поведения величины скоростной чувствительности в обоих типах экспериментов. Скоростная чувствительность, полученная из опытов на разных образцах, имеет более высокие значения, что свидетельствует о наличии структурной составляющей, дающей необратимую часть в изменение сдвиговых напряжений.

9. Проведены опыты по вариации температуры деформации. Обнаружена выполнимость закона Коттрелла-Стокса для монокристаллов Ni₃Ge разной ориентации при условии неизменности количества действующих систем скольжения. Установлено, что также как и в случае вариации скорости деформации, скачок напряжений при вариации температуры имеет нормальную и аномальную составляющие.

10. Обнаружена аномальная температурная зависимость скорости ползучести в условиях релаксации напряжений. Полученные результаты свидетельствуют, что механизмы самоблокировки проявляют себя не только в опытах по активному нагружению, но играют существенную роль в условиях релаксации напряжений, снижая подвижность дислокаций и уменьшая скорость деформации с увеличением температуры.

11. Предложен новый подход к проведению термоактивационного анализа для сплавов со сверхструктурой L1₂, обладающих аномальной температурной зависимостью механических свойств. В основу подхода положен принцип простой суперпозиции механизмов, дающих нормальный и аномальный отклики на изменение скорости или температуры деформации. На основании предложенного подхода определены основные термоактивационые параметры.

· Измерения эффективного активационного объема показали, что для всех температур выполняется линейная зависимость величины (V*^-1) от ф. Изменение эффективного активационного объема с деформацией, также как и для чистых металлов, определяется преимущественно процессами, зависящими от плотности дислокаций. Для октаэдрического скольжения температурный интервал, соответствующий аномальной температурной зависимости предела текучести, может быть разделен на две стадии по характеру изменения эффективного активационного объема: стадию интенсивного увеличения активационного объема и стадию его быстрого снижения. Максимум на температурной зависимости эффективного активационного объема смещен относительно максимума на температурной зависимости предела текучести в сторону низких температур. Для кубического скольжения с увеличением температуры активационный объем увеличивается на всем температурном интервале.

· Проведена оценка плотности дислокаций с использованием значений активационных объемов, которая показала совпадение порядка полученных величин со значениями плотностей дислокаций, измеренных с помощью метода ПЭМ.

· Получены величины энергии активации контактного взаимодействия дислокаций при октаэдрическом скольжении и кубическом. Для октаэдрического скольжения при Т=293К , при Т=673К . Для кубического скольжения при Т=473К .

12. Построена модель ползучести интерметаллидов со сверхструктурой L1₂. В модели предполагается, что ползучесть обуславливается термоактивируемым движением дислокаций, аналогичным их движению в чистых металлах. Термоактивируемое движение сверхдислокаций осложняется механизмами термоактивируемого самоторможения сверхдислокаций. Конкуренция этих двух процессов приводит к снижению скорости ползучести по сравнению с чистыми металлами и возникновению аномалии скорости ползучести на ее начальной стадии.

13. Предложена физическая модель макроскопической локализации пластической деформации сплавов со сверхструктурой L1₂. Получены новые сценарии развития решений системы уравнений, составляющих модель деформации сплавов со сверхструктурой L1₂, учитывающей процесс перестроения дислокаций в стенки. Показано, что суперлокализация пластической деформации определяется наличием концентраторов напряжений и немонотонным упрочнением элемента деформируемой среды. Многократная немонотонность упрочнения элемента среды может служить причиной наблюдаемой множественности полос макроскопической локализации деформации.

Список цитируемой литературы

1. Hemker K.J., W.D. Nix An investigation of the creep of Ni₃Al (B, Hf) single crystals at intermediate temperatures // in High-temperature Ordered Intermetallics Alloys III ed. by C.T. Liu, A.I. Taub, N.S. Stoloff, and C.C. Koch (Mater. Res. Soc. Symp. Proc. - V.133, Warrendale, PA, 1989) P.481-486.

2. Hemker K.J., W.D. Nix, M.J. Mills An investigation of the mechanisms that control intermediate temperature creep of Ni₃Al // Acta Metal. Mater. - 1991. - V.39. - P.1901-1913.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах

1. Старенченко В.А., Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В., Козлов Э.В. Термическое упрочнение монокристаллов Ni₃Ge // ФММ. - 1995. - Т. 79. - вып. 1. - C. 147-155.

2. Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В., Козлов Э.В., Чернышев А.И. К расчету сдвиговых напряжений в монокристаллах сплава Ni₃Ge // Изв. вузов. Физика. - 1995. - №6. - С. 49-53.

3. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Попов Л.Е. Динамика дислокаций и термическое упрочнение в сплавах со сверхструктурой L1₂ // Изв. вузов. Физика. - 1996. - №2. - С. 57-61.

4. 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.

5. Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В. Распределение локальных напряжений в монокристаллах Ni₃Ge // Изв. вузов Физика. - 1997. - №3. - С. 87-92.

6. Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В. Анализ распределения деформаций в локальных местах монокристаллов Ni₃Ge // ПМТФ. - 1998. - №1. - С. 154-159.

7. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А. Модель термического упрочнения в сплавах со сверхструктурой L1₂ // Вестник Тамбовского государственного университета. - 1998. - Т. 3. - вып. 3. - C.260-262.

8. 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.

9. Термическое упрочнение сплава Ni₃Ge с L1₂-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.

10. 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.

11. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В. Природа термического упрочнения в сплавах со сверхструктурой L1₂ // Изв. вузов. Физика. - 2002. - Т.45. - №3. - С. 41-51.

12. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В. Механизмы и модели термического упрочнения сплавов со сверхструктурой L1₂ // Вестник Тамбовского государственного университета. - 2003. - Т.8. - вып. 4. - С. 563-566.

13. Старенченко В.А., Бурцев Б.И., Соловьева Ю.В. Моделирование аномальной дислокационной ползучести в интерметаллидах со сверхструктурой L1₂ // Вестник Тамбовского государственного университета. - 2003. - Т.8. - вып. 4. - С. 573-575.

14. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Геттингер М.В., Норкин В.В. Релаксация напряжений и ползучесть в монокристаллах сплава Ni₃Ge со сверхструктурой L1₂ // Известия РАН. Серия физическая. - 2003. - Т.67. - №6. - С. 806-809.

15. Старенченко В.А., Пантюхова О.Д., Соловьева Ю.В., Бурцев Б.И., Старенченко С.В. Математическая модель термического и деформационного упрочнения монокристаллов сплавов, упорядочивающихся по типу L1₂ / Гл. 7 в моногр. Структурно-фазовые состояния и свойства металлических систем // Под. общ. ред. А.И. Потекаева. - Томск: Изд-во НТЛ, 2004. - 356 с. (С. 165-193).

16. Старенченко В.А., Пантюхова О.Д., Соловьева Ю.В. Генерация и накопление точечных дефектов в сплавах со сверхструктурой L1₂ при пластической деформации // ФММ. - 2004. - Т. 97. - №6. - C.9-15.

17. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Геттингер М.В., Ковалевская Т.А., Аномальный скачок напряжений при вариации скорости деформации монокристаллов сплава Ni₃Ge со сверхструктурой L1₂ в условиях кубического скольжения // ФММ. - 2005. - Т. 100. - №4. - С. 78-84.

18. Старенченко В.А., Пантюхова О.Д., Соловьева Ю.В., Бурцев Б.И., Старенченко С.В. Модель термического упрочнения монокристаллов сплавов со сверхструктурой L1₂ с промежуточным состоянием порядка // ФММ. - 2005. - Т. 100. - №4. - C.85-95.

19. Соловьева Ю.В., Пантюхова О.Д., Бурцев Б.И., Старенченко В.А. Вклады механизмов генерации антифазных границ в сопротивление деформации монокристаллов сплавов со сверхструктурой L1₂ // Изв. вузов. Физика. - 2005. - Т.48. - №7. - C.8-14.

20. Соловьева Ю.В., Бурцев Б.И., Старенченко В.А Дислокационная ползучесть монокристаллов интерметаллических соединений со сверхструктурой L1₂ // Изв. вузов. Физика. - 2005. - Т.48. - №9. - C.28-35.

21. Лычагин Д.В., Старенченко В.А., Соловьева Ю.В. Классификация и масштабная иерархия структурных элементов деформации ГЦК-монокристаллов // Физическая мезомеханика. - 2005. - Т.8. - №6. - С. 67-77.

22. Koneva N.A., Yu.V. Solov'eva, Starenchenko V.A., Kozlov E.V. Parameters of dislocation structure and work hardening of Ni₃Ge // in Integrative and Interdisciplinary Aspects of Intermetallics, edited by Michael J. Mills, Haruyuki Inui (Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 842, Warrendale, PA, 2005), S5.25.

23. Соловьева Ю.В., Геттингер М.В., Ковалевская Т.А., Старенченко В.А. Скоростная чувствительность механических свойств сплавов со сверхструктурой L1₂ // Деформация и разрушение материалов. - 2005. - №2. - 2005. - C.20-25.

24. Соловьева Ю.В., Старенченко В.А. Механические свойства монокристаллов сплавов со сверхструктурой L1₂ в опытах по вариации температуры и скорости деформации // Изв. вузов. Физика. - 2006. - Т. 49. - №1. - C.25-33.

25. 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. - C.1683-1685.

26. Соловьева Ю.В., Старенченко В.А. Деформационное и термическое упрочнение сплавов со сверхструктурой L1₂ // Известия РАН. Серия физическая. - 2006. - Т.70. - №7. - С. 1018-1020.

27. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Старенченко С.В., Ковалевская Т.А. Термическое и деформационное упрочнение монокристаллов сплавов сверхструктурой L1₂ - Томск: Изд-во НТЛ, 2006. - 292 с.

28. 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.

29. Старенченко В.А., Ю.В. Соловьёва, Трепутнева Т.А. Локализация деформации в монокристаллах с L1₂ - сверхструктурой / Гл. 1. в моногр. Особенности структуры и свойства перспективных материалов // Под общ. Ред. А.И. Потекаева. - Томск: Изд-во НТЛ, 2006. - 392 с. (С. 7-31).

30. Соловьёва Ю.В., Геттингер М.В., Старенченко В.А., Старенченко С.В. Влияние отклонения от стехиометрии атомного состава фазы Ni₃Ge на особенности пластического поведения монокристаллов различной ориентации / Гл. 5. в моногр. Эволюция структуры и свойства металлических материалов // Под общ. Ред. А.И. Потекаева. - Томск: Изд-во НТЛ, 2007. - 444 с. (C. 111-150).

31. Соловьева Ю.В., Геттингер М.В., Старенченко В.А., Старенченко С.В. Влияние отклонения от стехиометрии атомного состава фазы Ni₃Ge на особенности пластического поведения монокристаллов ориентации [001] // Изв. РАН. Серия физическая. - 2008. - Т.72. - №10. - С. 1479-1482.

32. 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.

33. Соловьева Ю.В., Геттингер М.В., Старенченко С.В., Старенченко В.А. Исследование ползучести монокристаллов сплава Ni₃Ge // Изв. вузов. Физика. - 2009. - №4. - C.53-59.

34. Старенченко В.А., Черепанов Д.Н., Соловьева Ю.В., Попов Л.Е Генерация и накопление точечных дефектов в процессе пластической деформации в монокристаллах с ГЦК-структурой // Изв. вузов. Физика. - 2009. - №4. - Т.52. - C.60-71.

35. Старенченко В.А., Пантюхова О.Д., Соловьева Ю.В., Старенченко С.В. Модель дислокационной ползучести монокристаллов сплавов со сверхструктурой L1₂ // Изв. вузов. Физика. - 2009. - №9/2. - C.118-124.

36. Соловьева Ю.В., Старенченко С.В., Геттингер М.В., Старенченко В.А. Изучение кривых ползучести монокристаллов сплава Ni₃Ge разной ориентации // Изв. вузов. Физика. - 2009. - №9/2. - C.98-107.

37. Ю.В. Соловьева, В.А. Старенченко, С.В. Старенченко, М.В. Геттингер и др. Изучение процессов деформации монокристаллов сплава Ni₃Ge, ориентированных вдоль направления [39] // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2009. - №12. - C.28-32.

Размещено на Allbest.ru