Прямое наблюдение потоков дефектов и субмикронной локализации деформации на поверхности дуралюмина при помощи сканирующего туннельного и атомного силового микроскопов

Тип работы:
Реферат
Предмет:
Физика


Узнать стоимость

Детальная информация о работе

Выдержка из работы

Прямое наблюдение потоков дефектов и субмикронной локализации деформации на поверхности дуралюмина при помощи сканирующего туннельного и атомного силового микроскопов
П. В. Кузнецов, В.Е. Панин
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634 021, Россия
С помощью сканирующего туннельного и атомного силового микроскопов исследована кинетика изменения деформационного рельефа образцов дуралюмина при различной степени деформации in situ. На поверхности образцов наблюдали квазипериодические потоки дефектов и полосы субмикронной локализации деформации различной формы и периодичности. Установлено, что системы тонких и грубых полос локализованной деформации прямолинейной формы являются органически взаимосвязанными. Они наследуют исходную террасную структуру материала на различных структурных уровнях, что определяет эффект их самоподобия. Предполагается, что наблюдаемые эффекты связаны с развитием в поверхностных слоях потоков специфических дефектов, которые создают микроконцентраторы напряжений. В полях микроконцентраторов напряжений зарождаются дислокации, которые уходят в объем и обеспечивают пластическое течение материала.
1. Введение
Вопрос о роли поверхности в зарождении деформационных дефектов, развитии деформации и разрушения материалов под нагрузкой имеет принципиальный характер и является предметом многочисленных исследований [1−4]. Известные в литературе экспериментальные данные о поведении поверхностных слоев в процессе пластической деформации материалов являются весьма противоречивыми и носят дискуссионный характер. В связи с этим исследование механизма поверхностной микродеформации и ее влияния на общую кинетику процесса пластического течения материалов являются актуальной задачей.
В последние годы благодаря сканирующей туннельной и атомной силовой микроскопии [5−7] стало возможным прямое наблюдение с нанометровым разрешением образования дефектов и их эволюции на поверхности материалов под нагрузкой. В работах [4−7] было установлено, что на поверхности ряда чистых металлов (Аи, Мо, Pd, Си, W) под нагрузкой образуются субмикродефекты с линейными размерами несколько десятков нанометров. Размеры дефектов остаются определенное время неизменными, пока их концентрация не достигнет
некоторого критического значения. Затем образуются более крупные дефекты, глубина которых кратна глубине первичных дефектов. С момента нагружения до разрыва этот процесс повторяется многократно.
В [8] было установлено, что зарождение и эволюция дефектов на поверхности Аи под нагрузкой осуществляются смещениями полос материала шириной от 5 до 50 нм, параллельно плоскостям легкого скольжения {111}. В зависимости от времени существования дефекты были условно разделены на две группы. В одну группу были включены стационарные дефекты, существующие порядка десятков часов. К другой группе относятся нестационарные дефекты. Их время жизни на три порядка меньше, чем время жизни дефектов первой группы. Предполагается [8], что нестационарные дефекты образуются при перестройке ансамбля дислокаций, а квазистационарные дефекты возникают в момент формирования устойчивых субструктур дислокаций.
Таким образом, по мнению авторов [5−8], экспериментальные данные свидетельствуют о формировании поверхностных дефектов в результате выхода дислокаций из объема деформируемого материала.
© Кузнецов П. В., Панин В. Е., 2000
Однако в [9] приведены экспериментальные результаты, которые указывают на особую роль поверхности в механизме деформации материалов под нагрузкой и дают основания для альтернативной точки зрения. Исследовали упругие в широком интервале нагрузок аморфные сплавы Fe70Cr15B15, что, согласно [9], позволило минимизировать влияние объемных пластических явлений на топографию поверхности. При напряжениях, сравнимых с пределом упругости, с помощью сканирующего туннельного микроскопа наблюдали нарастание поверхностной шероховатости. Вначале проявляется некая мода шероховатости, которая рассматривается как физико-механическая константа материала. В дальнейшем на поверхности возникает более крупномасштабная структура, которая завершается образованием микротрещин, ширина и глубина которых составляет ~ 103 нм. Эти результаты не могут быть связаны с выходом дислокаций на поверхность. Предполагается [9], что возникновение поверхностной шероховатости является специфическим механизмом зарождения поверхностных дефектов, которые обусловливают последующее разрушение образца в целом.
Таким образом, вопрос о природе поверхностных дефектов остается открытым и требует дальнейшего исследования.
В физической мезомеханике [10−12] природа деформационных дефектов связана с природой концентраторов напряжений соответствующего масштаба. Концентраторами напряжений могут выступать структурные неоднородности, локальные зоны изгиба-кручения, поверхности раздела двух сред с различными механическими характеристиками. В зонах концентраторов напряжений локальные осцилляции напряжений могут существенно превышать средние приложенные напряжения [10, 13]. В полях этих локальных концентраторов напряжений могут зарождаться все виды деформационных дефектов соответствующего масштаба.
Целью настоящей работы являлось исследование зарождения дефектов на поверхности дуралюмина и их эволюции в нанометровом масштабе измерений в процессе активного растяжения образцов.
2. Материалы и методика исследования
Для исследования был выбран дуралюмин по нескольким соображениям. Наличие на поверхности образцов дуралюмина окисной пленки увеличивает число возможных структурных конфигураций на поверхности. Увеличение структурных конфигураций, в свою очередь, может приводить к высокой подвижности дефектов структуры на поверхности образцов при их нагружении. Это согласуется с высокой скоростью движения очагов локализованной деформации на макроуровне, обнаруживаемых на поверхности алюминия при растя-
жении методом лазерной спекл-интерферометрии [14]. Кроме того, наличие пленки окисла должно усиливать несовместность деформации поверхностных слоев и объема материала вследствие отличий их модулей упругости. Это будет приводить к формированию на поверхности зон изгиба-кручения как концентраторов напряжений, способных генерировать деформационные дефекты типа дислокаций. И, наконец, дуралюмин, в отличие от алюминия, обладает необходимой для туннельной микроскопии поверхностной проводимостью.
Образцы отжигали при температуре 495 °C в течение одного часа с последующей закалкой в воду и старением при нормальных условиях. Средний размер зерна составлял — 22 мкм. Размеры рабочей части образцов составляли ~16 X 2 X 0.7 мм. Образцы были механически полированы, перед испытаниями поверхность тщательно промывали в ацетоне и спирте.
Для исследования рельефа поверхности образцов в субмикронном масштабе измерений использовали сканирующий туннельный микроскоп (СТМ) «Нанометр-1″ с нагружающим устройством, позволяющим исследовать поверхность деформируемого образца in situ и атомный силовой микроскоп (АСМ) SMM-2000T. Туннельный микроскоп снабжен нагружающим устройством с шаговым двигателем и тензодатчиком силы. Компьютер по специальной программе управляет работой шагового двигателя и регистрирует сигнал от тензодатчика. Это позволяет снимать диаграмму „напряжение -деформация“ образцов, а в промежутках между приращениями деформации — топограммы поверхности. Столик, на котором размещено нагружающее устройство, может перемещаться в плоскости, перпендикулярной направлению перемещения иглы. Это дает возможность осуществлять сканирование в любом месте рабочей части образца. Прибор позволяет получать трехмерные топографические изображения площадок поверхности с максимальным линейным размером 40 X 40 мкм с нанометровым разрешением. В сканирующем туннельном микроскопе использовали резаную платиновую иглу 99,99% чистоты. Максимально возможное перемещение иглы в направлении, перпендикулярном изучаемой поверхности, составляет 3 мкм с разрешением несколько ангстрем. Атомно-силовой микроскоп имеет разрешение в направлении, перпендикулярном изучаемой поверхности, — 1 нм и такие же характеристики, что и туннельный микроскоп, в плоскости, параллельной изучаемой поверхности. Однако атомно-силовой микроскоп не имеет нагружающего устройства. Поэтому его использовали, чтобы убедиться, что эффекты, наблюдаемые в туннельном микроскопе, не связаны с топографическими вариациями электропроводимости поверхностных слоев дуралю-мина. Все измерения были проведены на воздухе при комнатной температуре.
Рис. 1. а — СТМ-изображение полированной поверхности дуралю-мина- б — профилограмма вдоль направления АВ, указанного отрезком линии на изображении (а)
Рис. 2. а — СТМ-изображение поверхности дуралюмина при 8 ~ ~ 0. 058- б — профилограмма вдоль направления АВ, указанного отрезком линии на изображении (а). Стрелками указано направление растягивающей силы
3. Результаты
На рисунке 1, а представлено трехмерное изображение полированной поверхности исходного образца дуралюмина. Профилограмма поверхности вдоль направления АВ показывает, что кривизна исходной поверхности характеризуется максимальным перепадом высот ~ 8.4 нм на базе ~ 160 нм при средней осцилляции высот ~ 2.5 нм (поверхностный фон образца).
На рисунке 2 приведены в качестве примера трехмерное изображение поверхности дуралюмина (рис. 2, а) при пластической деформации 8 ~ 0. 058 и профилограмма (рис. 2, б) вдоль направления АВ, показанного на рис. 2, а отрезком линии.
Видно (рис. 2, а), что на поверхности образца наблюдаются тонкие следы скольжения под углом ~ 85 ° к направлению действующей силы. Отдельные следы скольжения (один из них выделен на рис. 2, б вертикальным линиями) отчетливо разрешаются на профилограмме. Средняя ширина следов скольжения составляет ~ 8.6 нм, а высота ступенек изменяется в пределах ~ (0. 52. 0) нм. Это соответствует прохождению в следе скольжения от двух до шести дислокаций. Оценки показывают, что следы скольжения в их поперечном сечении на рис. 2, б направлены к плоскости образца под углом ~ 19°.
7. 138 нм
0. 0
(29. 16 нм)

V -х& gt- / / иР р-'-
0. 0
База: 448.6 нм
Рис. 3. а — СТМ-изображение поверхности дуралюмина при 8 ~ ~ 0. 141- б — профилограмма вдоль направления АВ. Стрелками указано направление растягивающей силы
2. 961 нм
0. 0
0. 0
34. 24 нм
¦
¦Чг: Л '- '- '- ¦» V-
¦ /. /¦-¦ -о
/ ¦¦¦ ¦¦¦'- 1

25. 79 нм 60. 03 нм
База: 169.1 нм
6. 132 нм
0. С
0. 0
193 нм
г л «& quot- - л^/л X1 ¦ /
Ч» V & quot-
1. 024 мкм 1. 217 мкм
б
База: 2. 757 мкм
Рис. 4. СТМ-изображение поверхности дуралюмина (а) и профилограммы вдоль направления АВ (б) и СВ (в) при е ~ 0. 098. Стрелками показано направление растягивающей силы
При увеличении степени деформации на поверхности образца наблюдаются более грубые следы скольжения субмикронного диапазона, направленные под углом ~ 45° к оси нагружения (рис. 3, а). На их фоне возникает пространственная локализация деформации микронного диапазона. Элемент такой локализации в виде грубого следа скольжения показан на рис. 3, а пунктирной стрелкой. На рис. 3, б представлена тонкая структура профиля грубого следа скольжения и поверхности в его окрестности.
Как видно, контур поверхности образует геометрически правильный профиль QMNOO'-Р. Этот контур имеет тонкую структуру в виде ступенек тонких следов скольжения (рис. 3, б). Средняя ширина тонкого следа скольжения составляет ~ 26 нм, высота ~ 1.5 нм. Отрезки линий MN и О'-Р параллельны и образуют с плоскостью поверхности образца угол ~ 4°. Отрезок линии N0 образует с плоскостью поверхности образца угол
Рис. 5. СТМ-изображение поверхности дуралюмина (а) и профилограмма вдоль направления АВ (б) при е ~ 0. 166. Стрелками указано направление растягивающей силы
~ 16°, ширина грубого следа скольжения составляет ~ 30 нм, высота ~ 7.0 нм. Форма профиля MNOO'-P имеет вид затухающей волны. Это видно по изменению величины отрезков, характеризующих отклонение высоты профиля поверхности от его среднего значения QQ: усредненные по изображению (рис. 3, а) амплитуды затухающих осцилляций составляют ^ 3.6 нм, Н0 ~ 3. 18 нм, ~ 1. 31 нм (рис. 3, б).
Наряду с прямолинейной складчатой структурой на поверхности деформируемого образца наблюдается локализация деформации субмикронного диапазона сложной геометрической формы. Пример такой локализации приведен на рис. 4, где представлены изображения поверхности образца (рис. 4, а) при пластической деформации е ~ 0. 098 и профилограммы (рис. 4, б, в) вдоль направлений АВ и СВ, показанных на рис. 4, а линиями. На поверхности образца наблюдается хорошо выраженная квазипериодическая система изогнутых полос локализации деформации субмикронного диапазона. Период пространственного распределения полос составляет в среднем ~ 30 нм. Как видно из рис. 4, б, полосы локализации деформации в своем поперечном сечении АВ образуют протяженные террасы длиной ~ (10−40) нм и ступеньки высотой ~ (0. 52. 5) нм. Плоскости террас параллельны друг другу и направлены к плоскости поверхности образца под углом ~ 4°. В свою очередь, в
структуре самих полос локализации деформации (рис. 4, в, сечение СБ на рис. 4, а) наблюдаются ступеньки высотой ~ (0. 3−0. 7) нм, стороны которых направлены к плоскости поверхности образца под примерно равными углами.
Увеличение степени пластической деформации приводит к появлению на поверхности еще одной системы квазипериодических полос локализации деформации субмикронного диапазона. На рис. 5 приведены изображение поверхности образца (рис. 5, а) при пластической деформации е ~ 0. 166 и профилограмма вдоль направления АВ (рис. 5, б), показанного рис. 5, а линией. Как видно из рис. 5, период пространственного распределения полос локализации деформации увеличился. Анализ поперечных сечений системы указанных полос показал, что средний период их пространственного распределения составляет ~ 210 нм. При этом не наблюдается значительного увеличения высоты ступенек, средний размер которых составляет ~ 2 нм.
Наиболее убедительные свидетельства квазипери-одической локализации деформации на поверхности деформированных образцов дюралюмина были получены с помощью атомно-силовой микроскопии. На рис. 6 показаны два изображения участков поверхности рабочей части разрушенного образца дуралюмина при разном увеличении, причем на рис. 6, б показана часть участка поверхности, приведенного на рис. 6, а. Видно, что на поверхности образца наблюдаются отчетливые эффекты квазипериодической локализации деформации субмикронного диапазона в виде концентрических фронтов дефектов. Эти фронты зарождаются в местах искривления поверхности и взаимодействуют между собой, о чем свидетельствует согласованное искривление их траекторий. На некоторых участках поверхности фронты сформированы из цепочек ямок со средним размером ~ 5 нм каждая. В некоторых случаях эти цепочки представляют собой концентрические окруж-
ности, в некоторых — имеют сложную траекторию. Вид траекторий зависит от локальной кривизны участков поверхности образца, являющихся концентраторами напряжений, и распределения этих концентраторов на поверхности деформируемого образца. Прямое наблюдение потоков дефектов на поверхности деформируемого твердого тела, по-видимому, описывается в литературе впервые. Данные результаты имеют принципиальное значение для понимания механизма зарождения деформационных дефектов в поверхностных слоях нагруженного твердого тела.
4. Обсуждение результатов
Наблюдаемые потоки дефектов и полосы субмик-ронной квазипериодической локализации деформации на поверхности дуралюмина являются, по-видимому, сугубо поверхностным эффектом. Однако, как показывает анализ, они могут иметь принципиальное значение для развития процесса деформации образца в целом. Эти эффекты связаны с особым состоянием поверхностных слоев материала и влиянием базового концентратора напряжений в захватах образца. Как показано в [15], на границе раздела «захват — образец» в испытательной машине возникают мощные осциллирующие концентраторы упругих напряжений. Они связаны с сопряжением свободной незажатой и зажатой в захвате недеформируемой части головки образца. Эти напряжения действуют во всем поперечном сечении образца. Однако поверхностные слои, имея специфическую кристаллическую структуру и ослабленные силы связи, вовлекаются в процесс пластического течения ниже макроскопического предела текучести материала и деформируются более интенсивно, чем в среднем по объему образца, в течение всего процесса пластической деформации. Наиболее вероятно, что пластическое течение в поверхностном слое материала осуществляется
потоками дефектов по механизму локальных структурных перестроений (деформация Бейна).
При распространении потоков дефектов в поверхностном слое должны возникать встречные силы изображения, формирующие локальные зоны кривизны кристаллической решетки. Как показано в [16], существование на поверхности кристаллов уступа с радиусом кривизны атомных размеров создает за счет сил поверхностного натяжения локальную концентрацию напряжений, направленную внутрь кристалла. Если ребро уступа отвечает подходящим образом краю ориентированной плоскости скольжения, то в этом месте может зародиться дислокация при сравнительно небольшом внешнем напряжении за счет сил поверхностного натяжения. Таким образом, наблюдаемые потоки дефектов и цепочки ямок на поверхности дуралюмина (рис. 6) связаны с зарождением дислокаций, которые движутся в объем, осуществляя пластическое течение материала.
Кинетика движения потоков дефектов определяется структурой поверхностного слоя нагруженного образца. Известно [17], что поверхности кристаллов обычно никогда не бывают атомно-гладкими, а имеют террасноступенчатую структуру. Они состоят из террас, образованных идеальными плоскостями с низкими индексами Миллера и ступенчатыми переходами атомной высоты от одного плотноупакованного слоя к другому. По мнению авторов, именно наследование террасной структуры исходной поверхности при распространении потоков поверхностных дефектов обусловливает прямолинейный характер следов локализации деформации суб-микронного диапазона (рис. 2, 3). В следах указанной субмикронной локализации деформации зарождаются дислокации, осуществляющие пластическое течение материала.
С ростом степени деформации на фоне следов скольжения субмикронного диапазона возникает локализация деформации микронного диапазона (рис. 3). Анализ формы профиля поверхности вблизи ступеньки грубого следа скольжения позволил предложить объяснение механизма их образования и самоподобия картины следов скольжения [18]. Наследование террасной структуры исходной поверхности при распространении фронта потоков дефектов вдоль образца приводит к накоплению смещения оси образца от направления действующей внешней силы. Это приводит к возникновению локального изгибающего момента, который, достигнув критического значения, создает локальный концентратор напряжения более высокого уровня. Этот концентратор, в свою очередь, генерирует ступеньку грубого следа скольжения (рис. 3), и поток поверхностных дефектов распространяется дальше. Действие сил решеточного трения приводит к релаксации остаточной силы и обеспечивает осциллирующую форму профиля поверхности в виде затухающей волны (рис. 3) вблизи ступеньки грубого следа скольжения. Таким образом, функционально
грубые следы скольжения играют такую же роль, как и полосы сброса. Критическое значение изгибающего момента зависит от фундаментальных констант материала, таких как упругие модули, приведенное напряжение сдвига в первичной системе скольжения, силы решеточного трения. Поэтому при дальнейшем распространении фронта потоков дефектов вдоль образца процесс будет повторяться, приводя к возникновению системы эквидистантных полос грубого скольжения. Таким образом, периодические системы тонких и грубых полос скольжения являются органически взаимосвязанными. Они наследуют исходную террасную структуру материала на различных структурных уровнях при распространении потоков поверхностных дефектов. Можно предполагать, что на более высоких масштабах наблюдения процесс будет развиваться аналогично. Это должно приводить к формированию самоподобных картин следов скольжения, которые действительно наблюдаются в экспериментах [18].
Прямолинейный характер следов субмикронной локализации деформации имеет место при относительно небольших степенях деформации. При больших степенях деформации напряженное состояние образца усложняется, что вызывает искривление фронтов потоков дефектов (рис. 4, 5).
С ростом степени пластической деформации период пространственной локализации деформации увеличивается. Это видно из сравнения данных на рис. 2, 3, а также рис. 4, 5. Выражение, связывающее длину волны X стационарной периодической локализации деформации с толщиной «эффективного» приповерхностного слоя t, получено в [13]:
X =
Используя значения периода квазипериодической локализации деформации Х1 ~ 30 нм при е ~ 0. 098 (рис. 4, а, б) и X2 ~ 210 нм при е ~ 0. 166 (рис. 5), получаем оценки толщины поверхностного слоя t1 ~ 3.4 нм и 12 ~ 24 нм соответственно. Таким образом, с ростом степени деформации происходит увеличение «эффективной» толщины поверхностного слоя, сопрягаемого с объемной частью образца. Последнее обстоятельство вызвано тем, что на стадии параболического упрочнения, когда в объеме образца возникает ячеистая дислокационная субструктура, уход дислокаций из поверхностного слоя в объем затрудняется. Автономный характер деформации поверхностного слоя усиливается и «эффективная» толщина дефектного поверхностного слоя увеличивается. Факт увеличения толщины «поверхностного» слоя с повышенной плотностью дислокаций при увеличении степени деформации отмечался ранее в литературе [1].
При больших степенях деформации возникают концентраторы напряжений точечной симметрии и в поверхностных слоях рождаются концентрические фрон-
ты потоков дефектов (рис. 6). Локальные периодически действующие источники волн (пейсмекеры) известны в синергетике [19]. Их образование обусловлено неоднородностью активной среды, т. е. присутствием в ней группы автоколебательных элементов.
5. Заключение
Полученные результаты позволяют предложить следующий механизм зарождения дислокаций на поверхности деформируемого твердого тела:
1. Наблюдавшиеся во многих работах ступеньки на поверхности деформированных кристаллов связаны не с выходом дислокаций на поверхность (как это принято считать в литературе), а с их зарождением на поверхности.
2. Зарождение дислокаций на поверхности нагруженного материала связано с развитием в поверхностных слоях потоков специфических дефектов. Создаваемые потоками встречные силы изображения формируют на поверхности микроконцентраторы напряжений, которые генерируют дислокации в кристалле под поверхностным слоем. Зародившиеся на поверхности дислокации движутся затем в объеме материала в поле градиента микроконцентратора напряжений. Поток дефектов поверхности после релаксации встречных сил изображения распространяется дальше, и процесс генерации дислокаций повторяется квазипериодически.
3. Системы тонких (первичных) и грубых (аккомодационных) полос локализованной деформации являются органически взаимосвязанными. Они наследуют исходную террасную структуру материала на различных структурных уровнях, что определяет эффект их самоподобия.
Литература
1. Алехин В. П. Физика прочности и пластичности поверхностных слоев материалов. — М.: Наука, 1983. — 280 с.
2. Дударев Е. Ф. Микропластическая деформация и предел текучести
поликристаллов. — Томск: Изд-во Томского ун-та, 1988. — 256 с.
3. Судзуки Т. Поверхностные источники и пластическое течение в кристаллах KCl / Дислокации и механические свойства кристаллов. — М.: Иностр. литер., 1960. — С. 151−168.
4. Zangwill A. Physics of surfaces. — Cambridge: Cambridge University Press, 1988. — 536 p.
5. Веттегрень В. И., Рахимов С. Ш., Бакулин Е. А. Изучение эволюции
рельефа поверхностей отожженных образцов Cu и Pd под нагрузкой // ФТТ. — 1997. — Т. 39. — № 9. — С. 1560−1563.
6. Веттегрень В. И., Рахимов С. Ш., СветловВ.Н. Изучение динамики
субмикродефектов на поверхности нагруженного молибдена при помощи туннельного профилометра // ФТТ. — 1995. — Т. 37. — № 2 4. -С. 1142−1148.
7. Веттегрень В. И., Рахимов С. Ш., Светлов В. Н. Изучение динамики
субмикродефектов на поверхности нагруженной меди при помощи туннельного профилометра // ФТТ. — 1995. — Т. 37. — № 12. -С. 3635−3640.
8. Веттегрень В. И., Рахимов С. Ш., Светлов В. Н. Динамика нанодефектов на поверхности нагруженного золота // ФТТ. — 1998. -Т. 40. — № 12. — С. 2180−2183.
9. Бакулин Е. А., Корсунов В. Е., Лукьяненко А. С., Обидов Б. А., Степин Е. В. Рост шероховатости как начальная стадия разрушения деформированной поверхности аморфного сплава Fe70Cr15B15 // Письма в ЖТФ. — 1994. — Т. 20. — Вып. 7. — С. 90−93.
10. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: В 2-х т. / Под ред. В. Е. Панина. — Новосибирск: Наука, 1995. — 298 и 320 с.
11. Панин В. Е. Основы физической мезомеханики // Физ. мезомех. -1998. — Т. 1. — № 1. — C. 5−22.
12. Панин В. Е. Методология физической мезомеханики как основа построения моделей в компьютерном конструировании материалов // Изв. вузов. Физика. — 1995. — № 11. — C. 6−25.
13. Cherepanov G.P. On the theory of thermal stresses in a thin bounding layer // J. Appl. Phys. — 1995. — V. 78. — No. 11. — P. 6826−6832.
14. Zuev L.B., Semukhin B.S., Bushmelyova K.I., Zarikovskaya N. V On the accoustic properties and plastic flow stages of deforming Al polycrystals // Materials Letters. — 2000. — T. 42. — P. 97−101.
15. Панин В. Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физ. мезомех. — 1999. — Т. 2. — № 6. — С. 5−23.
16. Орлов Л. Г. Влияние поверхностного натяжения на гетерогенное зарождение дислокаций в кристаллах // ФТТ. — 1967. — Т. 9. -№ 8.- С. 2345−2356.
17. Васильев М. А. Структура и динамика поверхности переходных металлов. — Киев: Наукова думка, 1988. — 248 с.
18. Теплякова Л. А., Куницина Т. С., Козлов Э. В. Распределение следов скольжения в монокристаллах сплава Ni3Fe // Изв. вузов. Физика. -1998. — № 4. — С. 51−56.
19. Лоскутов А. Ю., Михайлов А. С. Введение в синергетику. — М: Наука, 1990. — 272 с.

ПоказатьСвернуть
Заполнить форму текущей работой