Структурно-детерминированные ансамбли микропор и прочность твердых тел

Рис. 23. Зависимости локальных перенапряжений в поровых конфигурациях 1 и 2 от величины статистического параметра пористости. Расчет методом КЭ -.линии, по формуле (9 ) - точки

Проведенные методом КЭ расчеты показали (рис.23, кр.1), что такая конфигурация действительно обеспечивает повышенные перенапряжения и при малых L/h они описываются формулой (10). Однако их величина недостаточна для достижения искомых перенапряжений. В связи с этим, была рассмотрена конфигурация, в которой между большой порой и порой среднего размера была помещена нанопора с размером ? 50 нм (такие нанопоры есть как в объеме зерен, так и на их границах). Расчеты показали (рис.23, кр.2), что в такой конфигурации возможно достижение перенапряжений q ? 20 - 22, что обеспечивает величину локальных напряжений близких к теоретической прочности.

Оценки, сделанные на основании экспериментально полученных распределений пор по размерам и реальной геометрии образцов, показали, что число рассмотренных поровых конфигураций составляет несколько десятков, что является вполне разумной величиной.

Таким образом, как в случае динамических, так и в случае статических испытаний керамики разрушение происходит за счет разрыва межпорового промежутка при растягивающих напряжениях, близких к теоретической прочности материала. Различие заключается в том, что в первом случае разрушение реализуется за счет средних перенапряжений, создаваемых усредненными порами, а во втором - за счет высоких локальных перенапряжений, создаваемых группой пор.

Прочность силикатной керамики. Модель изгибающих напряжений на кристаллитах. Силикатная керамика характеризуется наиболее сложным распределением пор по размерам, имеющих разную локализацию. Однако, в отличие от карбида кремния, помимо прочных кристаллитов с ковалентными связями, имеются межкристаллитные области, где преобладают слабые связи, что обеспечивает некоторую пластичность материала. Анализ температурных зависимостей прочности и литературных данных по долговечности показал, что энергия активации U0 процесса разрушения велика (~4 эВ), что близко к значению энергии связи в этом материале. Т.е. процессом, лимитирующим долговечность материала, является процесс разрушения самих кристаллитов, а не прослоек.

И, действительно, эксперименты, проведенные с использованием МРР, показали, что еще задолго до разрушения в условиях сжатия в керамике появляется высокая концентрация микротрещин с характерными максимальными размерами 0.1-0.15 мкм. Напомним, что такой размер характерен для толщин кристаллитов в данной керамике.

Рис. 24. Микрокристаллитная структура в силикатной керамике

Несмотря на высокую энергию процесса разрушения и высокую твердость отдельных кристаллитов (2 - 3 ГПа), эта керамика имеет весьма малые значения прочности - 12-15 МПа в случае растяжения и 100-150 МПа в случае сжатия. Ясно, что высокая энергия связей в микрокристаллитах, тем не менее, не обеспечивает высокой прочности материала как целого, что, естественно, связано с высоким уровнем неупорядоченности самой кристаллитной структуры, ее гетерогенностью (Рис. 24).

В связи с этим в первую очередь встал вопрос учета гетерогенности структуры. Было выдвинуто предположение, что значительные напряжения в кристаллитах возникают за счет беспорядочной упаковки кристаллитов и наличия промежутков (пор) между ними. Точную оценку возникающих напряжений сделать трудно, но предлагается следующая упрощенная модель. Предполагается, что часть кристаллитов в виде игл или пластин находится в напряженном состоянии, близком к 3-х точечному изгибу. При этом, растягивающие напряжения на кристаллите будут

,

где ураст - растягивающие напряжения на кристаллите, у пр - приложенные, h - толщина кристаллита. Т.е. отношение D2/h2 = q имеет смысл коэффициента перенапряжений на кристаллите, а величина D - смысл диаметра поры, примыкающей к кристаллиту. Во всех дальнейших расчетах величина h бралась равной 0.1 мкм, а D - среднему размеру межкристаллитной поры.

Таким образом, появилась возможность оперировать реальными напряжениями (растягивающими) на кристаллитах, которые связаны с приложенными как ураст = уприл·q(Dср).

Теперь, используя рассмотренный выше подход, построена зависимость растягивающих разрушающих напряжений на кристаллитах от статистического параметра внутрикристаллитной пористости ha/La (учитывались только внутрикристаллитные нанопоры). Видно, (рис.25) что как и в случае карбид-кремниевой керамики, это прямо пропорциональная зависимость ураст=у(0)· ha/La.

Экстраполяция этой зависимости на нулевую пористость ha/La =1 дает значения ураст ? 5-6 ГПа. Проведенные в работе и совпадающие с литературными данными измерения величины модуля упругости Е дали его величину ~50 - 70 ГПа.

Отношение величин Е и у, равное ?10, свидетельствует о том, что прочность беспористых кристаллитов, действительно, близка к теоретической.

Рис. 25. Зависимость прочности (растяжение) кристаллитов силикатной керамики от статистического параметра внутрикристаллитной нанопористости.

Итак, выявлена роль межкристаллитных пор, которые создают на кристаллитах изгибающие напряжения, так и внутрикристаллитных нанопор, для которых работает предложенный механизм концентрации напряжений на перемычках, что и обеспечивает их разрыв.

Таким образом, показано, что под нагрузкой в керамике идет разрушение кристаллитов при напряжении, близком к теоретическому. В результате удалось связать высокую (почти теоретическую) прочность отдельных кристаллитов (в 2 - 3 раза ослабленных нанопорами) с низкой прочностью всего материала.

Глава 3.3. Прочность пластичных материалов с порами.

В третьей главе раздела рассмотрены вопросы влияния порового ансамбля на прочность и ползучесть пластичных материалов.

Прочность аморфных сплавов. Учет касательных перенапряжений. Разрушение АС при растяжении происходит вдоль полосы локализованного сдвига, ориентированной приблизительно под 45° к оси нагружения. В процессе растяжения такая полоса трансформируется в трещину. Как следует из современных представлений о разрушении МАС, развитие микротрещины начинается из области локализации избыточного свободного объема (нанопор) и максимальных напряжений. Т.е. в образовании трещин должны участвовать нанопоры (как элементы ИСО) и зоны локализованного сдвиги - направления максимальных касательных напряжений.

Детальные микроскопические исследования показали, что линии локализованного сдвига, имеют, как правило, зигзагообразную форму. Рис.26.

Рис. 26. Зигзагообразная разрушающая трещина в аморфном сплаве Fe82B18 (А.М.Глезер)

Расчеты, проведенные для АС с разной концентрацией нанопор, показали, что длина элемента «зигзага» во всех случаях близка к L - среднему расстоянию между нанопорами.

Из этого можно сделать вывод, что локализованный сдвиг проходит, преимущественно, через подсистему нанопор, т.к. для микропор, локализованных в ~10% приповерхностном слое, величина <L> в ~10 раз больше, чем параметры зигзага трещины. В связи с этим дальнейший анализ проведен для нанопор.

Зигзагообразная форма и величина параметра зигзага в линии локализованного сдвига - позволяет высказать предположение, что и в этом случае реализуется рассмотренный для хрупких материалов механизм разрыва межпоровых промежутков.

На парах нанопор, ориентированных нормально относительно приложенного напряжения, реализуется ситуация, соответствующая рассмотренной выше схеме, что приводит к разрыву межпорового промежутка. Однако, на парах пор, ориентированных произвольно относительно оси нагружения возникающие перенапряжения будут иметь как нормальную, так и касательную компоненту. В простейшем случае линейного напряженного состояния (что соответствует нашему случаю) можно достаточно просто оценить их величину и максимальное значениt, которое достигается при угле 45°. Методом КЭ было проведено моделирование этой ситуации и было показано, что максимальные касательные перенапряжения, действительно, возникают между порами, ориентированными под 45° к нагрузке, и их величина составляет 0.5 от нормальных перенапряжений.

В результате возникает чередование межпоровых промежутков с нормальным разрывом и промежутков с локализацией деформации. Вследствии этого трещина развивается по зигзагообразной траектории с характерным шагом зигзага, равным среднему расстоянию между нанопорами. Рис.27 наглядно иллюстрирует этот процесс.

Рис. 27. Распределение касательных перенапряжений в системе пор. Метод конечных элементов

Если рассмотренная схема верна, то должна выполняться и определенная связь у - ha/La.

Действительно, экспериментальные данные (Рис. 28) хорошо описываются зависимостью

Рис. 28. Зависимость прочности аморфного сплава Fe58Ni20Si19B13 от статистического параметра пористости

,

которая функционально аналогична таким же для керамик, т.е. работает тот же механизм разрыва перемычек за счет концентрации там напряжений.

Напомним, что при проведении статистического анализа ансамбля микропор предполагалась их сферическая форма. При изменении пористости АС за счет нагрева сферичность пор сохраняется и используется базовая формула для оценки ha/La, однако, при изменении пористости за счет давления происходит изменение их формы. Для случая ориентированных эллипсоидальных пор с соотношением осей a/b была выведена усложненная формула, позволившая корректно оценить величину ha/La

.

В связи с этим, величина ha/La для отожженных образцов рассчитывалась по формуле (7), а для подверженных действию давления - по (13). То обстоятельство, что все точки ложатся на одну прямую (рис.28), еще раз подтверждает справедливость общего подхода, т.е. прочность материала с порами определяется, в первую очередь, величиной ha/La.

Эффект упрочнения АС при уменьшении пористости за счет термобарических воздействий сохраняется и при повышенных температурах испытаний (до 700К).

Влияние пористости на высокотемпературную ползучесть поликристаллических металлов. Рост пористости

Как показал анализ экспериментальных данных, величина пористости непосредственно влияет на ползучесть и разрушение металлов. В первую очередь рассмотрим влияние процесса роста пористости.

Ускорение процесса деформации на поздних стадиях ползучести принято связывать с протеканием процесса разрушения. В принципе, возможны две причины влияния микропор на процесс деформирования. Во-первых, уменьшение живого сечения и, во-вторых, появление перенапряжений в системе микропор.

В связи с этим, в работе проведен расчет изменения скорости деформации за счет уменьшения живого сечения (на основе конкретных экспериментальных данных о скорости ползучести , степени повреждения границ порами ДS/S и связи с приложенным у).

Показано, что большая часть экспериментальной и расчетной кривой ползучести практически совпадают, что свидетельствует о том, что ускорение действительно связано с ростом пор и уменьшении за счет этого живого сечения. Однако при больших ф/фр (ф - текущее время ползучести, фр - долговечность) наблюдается расхождение расчета и эксперимента: реальная скорость ползучести становится выше. Это происходит при ф/фр ? 0.8 и величинах ДS/S ? 0.1-0.15.

Логично предположить, что при этих условиях начинает реально проявляться взаимодействие пор, приводящее к росту перенапряжений и увеличению скорости деформирования.

Для этого случая, т.е. для случая зернограничной локализации пор было проведено уточнение статистического подхода к анализу ансамбля пор. Оказалось, что в этом случае также можно оценить среднестатистические параметры, в частности, параметр ha/La:

.

Рис. 29. Формирование зернограничных трещин на поздних стадиях ползучести

Его величина при переходе к ускоренной фазе разрушения практически постоянна и составляет 0.6 - 0.7 т.к. величина ДS/S при этом переходе также постоянна. Напомним, что обратная величина - La/ha - в предложенной модели является величиной перенапряжений. Отсюда следует, что переход к ускоренной фазе происходит при фиксированном уровне перенапряжений в твердом теле, Таким образом, при ф/фр?0.8 и ДS/S ? 0.15-0.20 в материале формируется ситуация, когда помимо ускорения деформации и разрушения за счет уменьшения живого сечения и увеличения средних напряжений происходит локализация этих процессов на относительно небольшом числе границ с определенной ориентацией. Микроскопические исследования показали, что формирование крупных дефектов типа трещин действительно происходит на поздних стадиях деформирования по границам с ориентацией ? 45° и 90°, что и объясняет зигзагообразную форму макротрещины. Рис.29.

Отметим, что преимущественно это происходит на 45° границах, т.е. сдвиговой механизм развития микротрещин более эффективен.

Таким образом, предложенный подход позволил объяснить переход к ускоренной фазе разрушения, как переход к фазе возникновения перенапряжений в системе пор и последующей локализации разрушения на небольшой доле определенным образом ориентированных границ.

Суммируя результаты, касающиеся разрушения пористых достаточно пластичных материалов, можно сделать следующее заключение. В сущности, в обоих случаях разрушение идет по одной схеме. Возникающие в соответствии с базовой моделью перенапряжения способствуют разрыву перемычек при нормальной ориентации пор и локализации деформации при 45° ориентации. Единственное различие заключается в том, что в бесструктурных АС чередование сдвига и нормального разрыва приводит к формированию зигзагообразной микротрещины с шагом, равным среднему расстоянию между порами, а в поликристаллах - с шагом, равным размеру зерна.

Влияние пористости на высокотемпературную ползучесть поликристаллических металлов. Уменьшение пористости

Как было показано в разделе 2, возможно уменьшение величины пористости в образцах, испытанных в режиме ВТП, что позволяет исследовать влияние этого процесса на прочностные свойства. В связи с этим в работе изучено влияние однократного промежуточного залечивания под давлением образующихся при ВТП микропор на долговечность и скорость ползучести металлов. Исследования, проведенные, в основном, на Ni и Cu, показали следующее. Приложение гидростатического давления до 1.4 ГПа при комнатной температуре к образцам, испытанным при ВТП приводит после повторного нагружения к существенному увеличению полной долговечности ф. Характерная кривая ползучести для Ni приведена на рис. 30.

Рис. 30. Кривые ползучести образца Ni. 1 - исходный образец, 2 - после промежуточного воздействия давления 1ГПа.

Анализ этих, а также аналогичных данных, полученных при других значениях Р показал, что зависимость ф - Р является функцией, асимптотически стремящейся к ф = фр, что отражает тот факт, что Дф пропорционально степени залечивания пор, а полное устранение пор переводит образец в исходное состояние (до испытания). Отметим, что воздействие давления на исходный образец не приводит к изменению долговечности.

Скорость стационарной ползучести, точнее, минимальная скорость ползучести, после повторного нагружения практически не меняется (уменьшение не превышает несколько процентов). Заметно увеличивается полная деформация образца (до 1.8 раз). Дальнейшая обработка и анализ результатов показали, что прирост долговечности после воздействия давления существенно зависит от того, на какой стадии ползучести это реализуется.При малых ф мы имеем небольшое число почти округлых пор, эффективность залечивания которых мала (см. разд.2). Соответственно, мы имеем весьма малое увеличение долговечности. При больших ф вступают два других фактора. Во-первых, на внешней поверхности образцов появляются чисто поверхностные трещины, которые не залечиваются под давлением. Во-вторых, на поздних стадиях ползучести возникает довольно много удлиненных пор с большим отношением a/b, а они, как показано выше, залечиваются весьма эффективно, но при этом возможно появление дефектов с еще большими a/b, который геометрически можно считать трещинами. Соответственно, такие дефекты (при некоторых их ориентациях) могут быть весьма опасными. Оба этих фактора снимают упрочнение при больших ф. В результате наиболее эффективно проведение промежуточного залечивания в Cu при ф/фр ? 0.8. В случае Ni оба эти фактора работают сильнее, чем для Cu, в силу геометрических особенностей образующихся при ВТП пор (средняя величина a/b больше) и оптимальное значение ф/фр ? 0.7.

Рис. 31. Кривые ползучести образца Cu. 1 - исходный образец, 2 - после 23-х циклов обработки давлением 1ГПа.

В заключении этого раздела рассмотрены параметры структуры образцов, разорванных после залечивания. Во-первых, средний размер зерна практически не изменился. Во-вторых, параметры поровой системы таких образцов отличаются от параметров образцов без промежуточного залечивания. Основные отличия заключаются в увеличении концентрации пор и числа поврежденных границ, а также уменьшение среднего размера пор. Во всех случаях величина ДS/S остается постоянной.

Для выяснения предельных возможностей увеличения долговечности образцов, уточнения деталей процессов, протекающих при повторном нагружении были проведены эксперименты по многократному залечиванию образцов, испытываемых в режиме ВТП. Исследования проводились на образцах Cu (у = 0.5 и 12.5 МПа, Т = 500оС), а также Ni (у = 20 МПа, Т = 800оС). Полученная кривая ползучести Cu при у = 12.5МПа и 23 циклах залечивания приведены на рис.31. (образец не доведен до разрыва).

Анализ полученных на разных материалах и при разных условиях испытания результатов показал, что таким образом возможно повышение полного ресурса долговечности материала в десятки раз. Одновременно были уточнены особенности структуры образцов, подвергнутых залечивающим воздействиям и доведенным до разрыва. Показано, что имеет место увеличение числа поврежденных границ, уменьшение среднего размера пор, увеличение размера зерна, фрагментация зерен.

Таким образом, основным результатом третьего раздела является выявление статистического параметра пористости, в наибольшей степени характеризующего прочностные свойства твердых тел с порами, а также физических механизмов разрушения таких материалов.

2. Основные результаты работы

§ Экспериментально определены параметры ансамблей микропор, имеющих различную природу, в твердых телах разного типа. Показано, что каждая подсистема (фракция) микропор связана с характерными элементами структуры материала.

§ Впервые использован подход к созданию ансамблей микропор с разными параметрами в твердых телах за счет различных залечивающих воздействий. Установлены механизмы залечивания микропор при термобарических воздействиях на твердые тела разных типов, определены параметры ансамблей микропор после таких воздействий.

§ На основании проведенного статистического анализа ансамблей микропор предложен простой параметр, характеризующий усредненные значения размеров пор и межпоровых промежутков. Проведенный анализ связи прочностных свойств с параметрами ансамблей микропор позволил выдвинуть и обосновать модель возникновения перенапряжений на межпоровых промежутках, объясняющую реальную прочность твердых тел с порами.

§ С учетом особенностей структуры материала и способа испытания проведены оценки возникающих перенапряжений. Показано, что для хрупких и малопластичных материалов разрушение межпоровых перемычек происходит при напряжениях, близких к теоретической прочности. Для пластичных материалов предложена схема перераспределения возникающих перенапряжений, приводящая к чередованию зон с растягивающими и касательными напряжениями..

§ Экспериментально установлена возможность многократного увеличения долговечности поликристаллических металлов под нагрузкой за счет периодического уменьшения их пористости.

Список литературы

1. Бетехтин В.И., Кадомцев А.Г., Шмидт Ф., Петров А.И. Особенности начальной стадии разрушения цинка - ФММ, 1975, т. 40, №4, с.829-832.

2. Бетехтин В.И., Кадомцев А.Г., Петров А.И. Влияние исходной микропористости на долговечность - ФММ, 1975, т.40, №4, с.891-892.

3. Betechtin V.I., Kadomsev A.G., Petrov A.I., Vladimirov V.I. Reversibility of the first stage of fracture in metals - Phys. Stat. Sol. (a), 1976, v.34, p.73-78.

4. Бетехтин В.И., Петров А.И., Кадомцев А.Г. Особенности микроразрушения металлов в области малых напряжений и повышенных температур - ФММ, 1978, т.46, 6, с.1321-1324.

5. Бетехтин В.И., Петров А.И., Кадомцев А.Г. Особенности влияния гидростатического давления на различные стадии ползучести металлов- ФММ, 1978, т.46, 6, с.1314-1317.

6. Бетехтин В.И., Кадомцев А.Г., Владимиров В.И., Петров А.И. Пластическая деформация и разрушение кристаллических тел. Часть1. - Проблемы прочности. 1979, 7, с.38-45.

7. Бетехтин В.И., Кадомцев А.Г., Владимиров В.И., Петров А.И. Пластическая деформация и разрушение кристаллических тел. Часть2. - Проблемы прочности. 1979, 8, с.51-57.

8. Бетехтин В.И., Петров А.И., Кадомцев А.Г. Особенности микроразрушения металлов при высокотемпературной ползучести - Металловедение и термическая обработка, 1980, 12, с.24-26.

9. Бетехтин В.И., Владимиров В.И., Петров А.И., Кадомцев А.Г. Микротрещины в приповерхностных слоях деформированных кристаллов - Поверхность. Физика, химия, механика, 1984, №7, с.144-151.

10. Бетехтин В.И., Конькова В.А., Кадомцев А.Г., Зарипов А.З. Кинетика залечивания зародышевых микротрещин в деформированном алюминии - Доклады академии наук Таджикской ССР, 1987, т.30, №10, с.632-634.

11. Betechtin V.I., Sklenicka V., Kucharova K., Cadek J., Petrov A.I., Kadomsev A.G. Effect of hydrostatic on high temperature creep - Kovove materialy, 1987, 25, 1, 25-32.

12. Betechtin V.I., Sklenicka V., Cadek J., Petrov A.I., Kadomsev A.G. Growth of grain boundary cavities during high temperature creep of copper - Kovove Mater., 1988, 26, 5, 215-222.

13. Бетехтин В.И., Кадомцев А.Г., Скленичка В. Петров А.И.. Монин В.И. Залечивание микропор под действием гидростатического давления и упрочнение металлов. - Физика металлов и металловедение, 1989, 67, 2, с.318-322.

14. Betechtin V.I., Sklenicka V., Cadek J., Petrov A.I., Kadomsev A.G. Rozbor stryktyry creepoveho mezikristaloveho poruseni medi po aplikaci vysokeho hydrostatikeho tlaku - Sborn. Predn. V Metalografice CSVTS, VUZ, Bratislava, Vysoke Tarty, 1989, 72-77.

15. Betechtin V.I., Sklenicka V., Cadek J., Petrov A.I., Kadomsev A.G. Healing of porosity by application of high hydrostatic pressure - Kovove Mater., 1989, 27, 3, 121-127.

16. Бетехтин В.И., Кадомцев А.Г., Петров А.И., Скленичка В., Разуваева М.В., Орманов Н.О. Влияние гидростатического давления на залечивание зернограничных микропор и высокотемпературная ползучесть - ФММ, 1990, 5, май, с.176-184.

17. Betechtin V.I., Sklenicka V., Cadek J., Petrov A.I., Kadomsev A.G. , Kuchararova K. Retardation of intergranular creep fracture by application of high hydrostatic pressure - Electronen microscopy in Placticity and fracture research of metals. Phys. Res. Academin Verlag - Berlin, 1990, v.14, p.297-302.

18. Бетехтин В.И., Егоров Е.А., Кадомцев А.Г., Петров А.И, Жиженков В.В... Концентрация микропор в цементном камне и их распределение по размерам. Цемент, 1989, №10, 8 - 10

19. Бетехтин В.И., Кадомцев А.Г., Егоров Е.А., Жиженков В.В., Бахтибаев А.Н. Влияние гидростатического давления на пористость и прочностные свойства цемента - Цемент. 1991, №5-6, с.16-20.

20. Betechtin V.I., Petrov A.I., Kadomsev A.G. , Kucharova K. Shrinkage of creep cavities in copper by application of high hydrostatic pressure at ambient temperature - Scripta Metallurgica, 1991, v.25, p.2159-2164.

21. Betechtin V.I., Petrov A.I., Kadomsev A.G. Healing of porosity and mechanical properties of metals - Euromech 303 Moscow - Perm, 1993, Influence of mickostrocture on the constitutive equations in solids, 1993, p.12-13.

22. V.I.Betekhtin, A.M.Gleser, A.G.Kadomtsev, A.Y.Kipyatkova, V.I.Matveev Free volume and mechanical properties of amorphous allous - International workshop on new approaches to HI-Tech materials, St.Petersburg, 1997, E13.

23. V.I. Betekhtin, A.I. Slutsker, A.G.Kadomtsev, A.Y.Kipyatkova, V.I.Matveev The stady of microcrack in plastically deformed metals by small-angle X-ray and cold neutron scattering - International workshop on new approaches to HI-Tech materials, St.Petersburg, 1997, E 4.

24. В.И. Бетехтин, А.М. Глезер, А.Г. Кадомцев, А.Ю. Кипяткова Избыточный свободный объем и механические свойства аморфных сплавов // ФТТ, 1998, т.40, №1, с.85-89.

25. Бетехтин В.И., Слуцкер А.И., Кадомцев А.Г., Ройтман В.М. Кинетика разрушения нагруженных материалов при переменной температуре - ЖТФ, 1998, т.68, №11, с.76-81.

26. Бетехтин В.И., Толочко О.В., Кадомцев А.Г., Корсуков В.Е., Кипяткова А.Ю. Влияние химического состава и избыточного свободного объема на поверхностную кристаллизацию аморфных сплавов - Письма в ЖТФ, 1998, 24, 23, с.64-68.

27. В.И. Бетехтин, Е.Л. Гюлиханданов, А.Г. Кадомцев, О.В. Толочко. Влияние отжига на избыточный свободный объем и прочность аморфных сплавов. ФТТ, т. 42, в.8, 2000, 1420-1424.

28. В.И. Бетехтин, А.Г. Кадомцев, О.В. Толочко. Врожденная субмикропористость и кристаллизация аморфных сплавов. ФТТ, в.10, 2001, 1815-1821.

29. В.И. Бетехтин, А.Г. Кадомцев, О.В. Амосова Микроскопические исследования пор в цементном камне. Цемент и его применения, 2002, №5, с. 18 - 21.

30. В.И. Бетехтин, С.Ю. Веселков, Ю.М. Даль, А.Г. Кадомцев, О.В. Амосова. Теоретическое и экспериментальное исследование влияния внешней нагрузки на поры в твердых телах. ФТТ, 2003, Т.45. №4, с. 618-624.

31. V.I. Betekhtin, A.I. Slutsker, A.G. Kadomtsev, O.V. Amosova, J.C. Lee Temperature dependence of rupture strength of the amorphous alloy Acta Mater.52, 2004, 2733-2738.

32. В.И. Бетехтин, А.Г. Кадомцев, О.В. Амосова Закономерности залечивания пористости в некоторых кристаллических и аморфных телах. Известия Вузов, Черная металлургия, №8, 2003, 65-69

33. В.И. Бетехтин, А.Г. Кадомцев, О.В. Амосова Пористость и механические свойства аморфных сплавов. Известия АН сер. физ. Т.67, №6, 2003, 818-822.

34. В.И. Бетехтин, В.В. Ветер, А.Г. Кадомцев. Поверхностные градиентные структуры в деформированных металлах и стали 9Х2МФ Изв. Высших учебных заведений, Черная металлургия, №10, 2004, 34-38

35. V.I. Betekhtin, A.I. Slutsker, A.B. Sinani, A.G. Kadomtsev, S.S. Ordanyan Porosity of Silicon Carbide Ceramic Science of Sintering, r. 34, 2002, 143-156.

36. В.И. Бетехтин, А.Г. Кадомцев. Особенности формирования микро и мезоструктуры при ползучести монокристаллов. Вопросы материаловедения №1, 181, 2002, 224.

37. Бетехтин В.И., Петров А.И., Владимиров Г.И., Кадомцев А.Г., Киселев Е.А., Чистяков В.М. Способ обработки металлических деталей. Заявка №2516467 с приорит. От 18 августа 1977 г. - Авторское свидет. №806341 от 20 сентября 1980 г.

38. В.И. Бетехтин, А.Г. Кадомцев, С.А. Пульнев, К.В. Бетехтин. Влияние интенсивной пластической деформации на механические свойства и субструктуру меди, содержащей наночастицы HfO2 Письма в ЖТФ, т.31, в.10, 5-10, 2005.

39. В.И. Бетехтин, А.Г. Кадомцев Б.К. Кардашев. «Упругость и неупругость микрокристаллического алюминия с различной деформационной и тепловой предысторией». ФТТ, т.48, в.6, 1421-1427, 2006.

40. А.И.Слуцкер, В.И.Бетехтин, А.Г.Кадомцев, О.В.Толочко “Нанопористость и магнитные характеристики аморфного металлического сплава” ЖТФ, т.76, в.12, с.57-60, 2006.

41. В.И.Бетехтин, П.Н.Бутенко, А.Г.Кадомцев, В.Е.Корсуков, Б.А.Обидов, О.В.Толочко «Влияние низкотемпературного отжига на морфологию приповерхностных слоев аморфного сплава на основе железа» ФТТ , т. 49, в. 12, 2118-2124. 2007.

42. I.Saxl, L.Llukova, M.Svoboda, V.Sklenicka, V.I.Betekhtin, A.G.Kadomtsev, P.Kral. Structural Non-homogeneity and Thermal Instability of ECAP Aluminium. Mater.Science Forum Vols. 567-568,p. 193-196, 2008. Trans Tech Publications, Switzerland.

43. V.I.Betekhtin, A.G.Kadomtsev, P.Kral, J.Dvorak, M.Svoboda, I Saxl and V.Sklenicka. Significance of Microdefects Induced by ECAP in Aluminium, Al-0.2%Sc Alloy and Copper. Mater.Science Forum Vols. 567-568, p.93-96, 2008, Trans Tech Publications, Switzerland.

44. В.И. Бетехтин, А.Г. Кадомцев, V. Sklenicka, I. Saxl. “Нанопористость ультракристаллического алюминия и сплава на его основе” ФТТ, т.49, 1787-1790, 2007.

45. А.И. Слуцкер, В.И. Бетехтин, А.Г. Кадомцев, О.В. Толочко, О.В. Амосова. «Зависимость магнитных свойств аморфного металлического сплава от его нанопористости», ФТТ, т.50, в.2, с. 280-284, 2008.

46. В.И. Бетехтин, А.Г. Кадомцев, глава в монографии «Перспективные материалы и технологии» (под ред. В.В. Клубовича), Витебск, Изд. УО «ВГТУ», 2008. 512с. ISBN 978-985-481-104-8, УДК 539.2. (данные о структуре и пористости металлических и керамических материалов)

47. А.И. Слуцкер, А.Б. Синани, В.И. Бетехтин, А.А. Кожушко, А.Г. Кадомцев, С.С. Орданьян. «Влияние микропористости на прочностные свойства SiC керамики», ФТТ, т.50, в.8, с.1395-1401, 2008.

48. А.И. Слуцкер, А.Б. Синани, В.И. Бетехтин, А.А. Кожушко, А.Г. Кадомцев, С.С. Орданьян. «Твердость микропористой SiC керамики», ЖЭТФ, т.78, в.12, 59-64, 2008.

Размещено на Allbest.ru