Закономерности формирования стадийности деформационных кривых и микроструктуры в зоне разрушения крупно- и ультрамелкозернистых сплавов титана и циркония | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/39

Закономерности формирования стадийности деформационных кривых и микроструктуры в зоне разрушения крупно- и ультрамелкозернистых сплавов титана и циркония

Изучена стадийность деформационных кривых и микроструктура в зоне разрушения при квазистатическом растяжении образцов сплавов ВТ1-0 и Zr-1Nb в крупнокристаллическом и ультрамелкозернистом состояниях с использованием температурных кривых, полученных методом ИК-термографии. Получены новые экспериментальные данные, свидетельствующие о существенном влиянии ультрамелкозернистого состояния на развитие процессов пластической деформации и разрушения в сплавах ВТ1-0 и Zr-1Nb.

Stages of deformation curves and microstructures appearing in fracture zone of bioinert titanium and zirconium based all.pdf Введение Локализация деформации играет важную роль в процессах пластической деформации материалов, поскольку определяет процессы разрушения реальных изделий во время эксплуатации [1-4]. Любой вид локализации деформации находит свое отражение на деформационных кривых () и () = d/d в виде появления новой стадии пластической деформации. Несмотря на то, что различные вопросы стадийности пластической деформации исследуются уже продолжительное время, многие задачи еще остаются в центре внимания мирового сообщества. Особое место в этом аспекте занимают ультрамелкозернистые (УМЗ) или наноструктурные (НС) материалы. На протяжении последних десятилетий значительные усилия исследователей в различных странах были направлены на исследование микроструктуры и свойств НС- и УМЗ-материалов 5, 6. Было показано, что существенное отличие физико-механических свойств УМЗ- и НС-материалов от обычных крупно-кристаллических (КК) материалов связано с особенностями их микроструктуры, в первую очередь с большой объемной долей неравновесных границ зерен, высокой концентрацией точечных и линейных дефектов на границах и вблизи границ зерен, а также с высокой плотностью дислокаций. Большое количество работ выполнено по исследованию микроструктуры и физико-механических свойств материалов медицинского назначения, в первую очередь «чистого» титана ВТ1-0 и в меньшей степени сплава Zr - 1 мас. % Nb (Zr-1Nb) в УМЗ-состоянии, полученных методом интенсивной пластической деформации (ИПД) 5-12. Было показано, что перевод указанных сплавов в УМЗ-состояние методом ИПД позволяет повысить их механические свойства до уровня среднелегированных титановых сплавов. Процессы локализации пластической деформации сплавов ВТ1-0 и Zr-1Nb были изучены ранее в [1-4, 13-16] - КК-состояние, в [17-24] - УМЗ-состояние. В то же время стадийность деформационных кривых исследуемых сплавов в УМЗ-состоянии, а также особенности микроструктуры в зоне разрушения требуют более глубокого изучения. Известно, что при пластической деформации материалов механическая энергия, затраченная на изменение формы образца, преобразуется в тепловую энергию и накопленную энергию пластической деформации 25-27. В свою очередь, тепловая энергия формирует локальное поверхностное температурное поле, анализ которого позволяет получить важную информацию о закономерностях деформации и разрушении материалов. В то же время работ, в которых исследуются процессы теплообразования при деформации материалов, относительно мало. Эффективным методом исследования процессов теплообразования при деформации образца является метод инфракрасной (ИК) термографии [25]. ИК-термография позволяет с хорошей точностью проводить бесконтактное измерение даже относительно небольших локальных изменений температуры поверхности материалов, подвергнутых нагружению в различных условиях. Кроме того, используя совокупность кадров тепловизионной съемки, можно достаточно точно измерить геометрические размеры образца в процессе деформации и более точно определить истинные напряжения на стадии образовании «шейки», тем самым более детально изучить стадийность деформационных кривых. В настоящей работе выполнено сравнение стадийности деформационных кривых и микроструктуры в зоне разрушения при квазистатическом растяжении сплавов ВТ1-0 и Zr-1Nb в КК- и УМЗ-состояниях с использованием температурных кривых, полученных методом ИК-термографии. Методика эксперимента УМЗ-состояние в сплавах ВТ1-0 и Zr-1Nb было сформировано комбинированным методом ИПД, который включал свободное аbс-прессование и многоходовую прокатку в ручьевых валках с последующим дорекристаллизационным отжигом [23]. Перед деформационной обработкой образцы сплава Zr-1Nb предварительно подвергались отжигу при температуре 580 С в течение 3 ч в вакууме. Для формирования КК-состояния в сплавах ВТ1-0 и Zr-1Nb был применен рекристаллизационный отжиг образцов в УМЗ-состоянии. Микроструктура образцов указанных сплавов была исследована ранее в работах [23, 24]. УМЗ-структура в титане ВТ1-0 представлена субзернами α-Ti (ГПУ-решетка), а в сплаве Zr-1Nb - субзернами матричной фазы α-Zr (ГПУ-решетка) и частицами -Nb (ОЦК-решетка). Средний размер элементов структуры в исследуемых УМЗ-сплавах составил 0.2 мкм. Микроструктура титана ВТ-0 в КК-состоянии состоит из зерен -Ti, средний размер которых составил 15 мкм. Микроструктура сплава Zr-1Nb в КК-состояниях представлена матричными зернами -Zr со средним размером зерна 2.8 мкм и частицами -Nb, расположенными по границам и в теле матричных зерен, со средним размером частиц 0.4 мкм. Для исследования деформационного поведения сплавов применялись стандартные плоские образцы, изготовленные по ГОСТ 25.502, тип IV. Механические испытания выполнялись на универсальном сервогидравлическом испытательном стенде Instron VHS 40/50-20 («INSTRON»). Эксперименты по одноосному растяжению плоских образцов проводили с постоянной скоростью деформации 0.01 с-1. Усилие регистрировали с помощью датчика DYNACELL («INSTRON») c точностью до 0.2 %. Регистрация удлинения образцов для обеспечения видимости температурного поля осуществлялась не по удлинению их рабочей части, а через перемещение подвижного захвата, фиксируемого датчиком перемещений. Одновременно с регистрацией перемещений захвата и усилий проводилась запись температурных полей на поверхности рабочей части образцов методом ИК-термографии. Эволюция температурного поля записывалась в цифровом виде последовательностей ИК-термограмм, полученных с помощью измерительной тепловизионной системы FLIR SC 7700M. Частота записи составляла 115 Гц. Для определения истинных напряжений были выбраны 30 кадров из совокупности кадров тепловизионной съемки всего процесса растяжения образцов. Первое изображение соответствовало началу процесса растяжения в момент времени t0. По изображению образца в момент времени t0 выполнялась калибровка для определения ширины образцов в последующие моменты времени. Истинное напряжение σtrue вычислялось по следующей формуле: . (1) Здесь F - нагрузка, приложенная к образцу; S0 - поперечное сечение рабочей части образца равное a0b0, где а0 - ширина образца, b0 - толщина образца; εeng - условная деформация равная Δl / l0, где Δl - удлинение рабочей части образца, l0 - начальная длина рабочей части образца. Истинное напряжение σtrue в зоне «шейки» вычислялось по формуле . (2) Здесь Si = ai  bi, где Si - площадь поперечного сечения в «шейке» образца для i-го кадра; аi - ширина образца в области «шейки» для i-го кадра; bi - толщина образца в области «шейки» для i-го кадра, причем bi = b0 ai /а0. Истинная деформация εtrue определялась следующим образом: . (3) Микроструктуру образцов после деформации в области «шейки» исследовали с помощью просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ, микроскоп JEOL JEM 2100, JEOL). Результаты эксперимента и их обсуждение На рис. 1 приведены истинные деформационные true(true) и температурные T(true ) кривые и соответствующие зависимости коэффициента деформационного упрочнения (true) = dtrue/dtrue и скорости роста температуры dT/dtrue(true) для образцов сплавов ВТ1-0 (а, б) и Zr-1Nb (в, г) в КК- (а, в) и УМЗ- (б, г) состояниях. Деформационные кривые для образцов сплавов ВТ1-0 и Zr-1Nb, как для КК-состояния, так и для УМЗ-состояния, имеют общие закономерности. Прежде всего, на кривых true = f(true) и  = f(true) для исследуемых сплавов в КК-состоянии можно выделить несколько стадий деформации: переходную стадию (П), стадию III, стадию IV, стадию V согласно классификации, используемой в 28. Рис. 1. Истинные деформационные true(true) (кр. 1) и температурные T(true) (кр. 2) кривые и соответствующие зависимости коэффициента деформационного упрочнения  (true) (кр. 3) и скорости роста температуры dT/dtrue(true) (кр. 4) для образцов сплавов титана ВТ1-0 (а, б) и Zr-1Nb (в, г) в КК- (а, в) и УМЗ- (б, г) состояниях Несмотря на то, что на стадии П наблюдается уменьшение , она не является параболичной. Для данной стадии (до true  0.002) механизм деформации сплавов ВТ1-0 и Zr-1Nb обусловлен скольжением дислокаций по сопряженным плоскостям. Основными факторами, влияющими на механизм пластической деформации исследуемых сплавов, является наличие неизбежно присутствующих примесей, в частности кислорода, а также упрочняющих дисперсных частиц -Nb в сплаве Zr-1Nb, что играет большую роль в начале деформации. Стадия II с постоянным  в данном случае подавляется 28 и за ней сразу следует стадия III до true  0.08, на который  уменьшается, а зависимость  = f() носит параболический характер. Параболическая стадия III связана, по-видимому, с поперечным скольжением в базисные плоскости Ti и Zr, что согласуется с данными других авторов 13-15. Следующая стадия IV (0.08  true  0.18) является линейной, для которой характерен очень низкий коэффициент  близкий к нулю. На стадии IV может происходить формирование текстуры, что характерно для ГПУ- материалов. Наконец, переход к стадии V (0.18  true  0.25) сопровождается перегибом на кривой true(true) и небольшим возрастанием . На данной стадии происходят существенные структурные изменения, сопровождающиеся процессами фрагментации материала. Подобная закономерность четко прослеживается и на температурных кривых T(true) и dT/dtrue(true) при деформировании образцов ВТ1-0 и Zr-1Nb в КК-состоянии. Причем границы стадий пластической деформации и деформационного теплообразования четко совпадают. Так, на кривых T(true) и dT/dtrue(true) наблюдается короткая стадия с постоянной температурой, что соответствует переходной стадии на деформационных кривых. Затем скорость роста темпера¬туры T, так же как и коэффициента деформационного упрочнения на стадии III, носит параболический характер (T 10 °С), а на стадии IV - линейный и характеризуется повышением температуры на T  25-30 °С. Наконец, переход к стадии V сопровождается перегибом на кривой dT/d(), и в зоне образования «шейки» происходит более резкий подъем температуры на T   45-50 °С. Несколько иная картина наблюдается при пластической деформации исследуемых сплавов с УМЗ-структурой. Принципиально новым является выделение новой стадии на деформационной кривой перед разрушением образца. Кроме того, изменяется продолжительность стадий на деформационной кривой и деформационного теплообразования. На кривых true = f(true) и  = f (true) для образцов ВТ1-0 и Zr-1Nb в УМЗ-состоянии можно выделить следующие стадии деформации: переходную стадию (П) c возрастающим , параболическую стадию III с уменьшающимся , линейную стадию IV с почти постоянным , параболическую стадию V с уменьшающимся  и ста¬дию VII с отрицательным . Стадии II и VI линейного упрочнения подавляются. Важной отличительной особенностью деформационного поведения исследуемых сплавов с УМЗ-структурой является постоянство температуры на стадии III (0.002  true  0.04), что свидетельствует о способности сплава более эффективно задействовать структурный канал поглощения энергии при деформировании по сравнению с КК-состоянием. При переходе на IV стадию (true  0.04) происходит некоторый скачок скорости роста температуры на кривой dT/dtrue(true), что указывает на возможное наличие подстадии в этой области. При этом коэффициент деформационного упрочнения  = dtrue/dtrue и скорость роста температуры dT/dtrue(true) на этой стадии имеют практически постоянное значение. На участках кривых  = f(true) и T = f(true), характерных для стадии V, наблюдается изменение поведения соответствующих величин - падение  и рост T, что сопровождается резким повышением значений деформации. Протяженность стадий V для образцов титана ВТ1-0 и Zr-1Nb в УМЗ-состоянии уменьшается примерно в 2 раза по сравнению с КК-состоянием. Далее появляется новая стадия VII с отрицательным коэффициентом деформационного упрочнения. На стадии VII, перед разрушением образца, величина T достигает 60 °С, а коэффициент  становится отрицательным и составляет 7-10 ГПа, что свидетельствует о некотором локальном разупрочнении материала перед его разрушением. На рис. 2 приведены изображения микроструктуры титана ВТ1-0 в КК-состоянии в зоне разрушения образцов после испытаний на квазистатическое растяжение. Видно, что после деформирования в зоне разрушения микроструктура титана ВТ1-0 в КК-состоянии разбивается на мелкие структурные составляющие. В объеме крупного исходного зерна формируются полосовые фрагменты с размерами в поперечном сечении 0.1-0.4 мкм (рис. 2, а, б). Длина таких фрагментов может достигать от 0.4 до 1 мкм. Внутри фрагментов присутствует дислокационная субструктура с размытыми границами, для которых характерны большеугловые разориентировки. Отметим, что полосовые фрагменты чередуются с участками дислокационной субструктуры с размерами 0.5- 0.7 мкм, внутри которых преобладает сетчато-ячеистое дислокационное строение (рис. 2, в, г). Микроструктура титана ВТ1-0 в УМЗ-состоянии после деформации в зоне разрушения имеет ярко выраженную «направленность», указывающую на кристаллографическую текстуру, как и в исходном УМЗ-состоянии после ИПД (рис. 3). В зоне разрушения наблюдаются «полосовые» фрагменты с размерами в поперечном сечении 0.1-0.5 мкм и длиной до 1 мкм (рис. 3, а, б). Рис. 2. Светлопольные с соответствующей микродифракцией (а, в) и темнопольные (б, г) изображения микроструктуры титана ВТ1-0 в КК-состоянии после деформации в зоне разрушения: а, б - полосовые фрагменты; в, г - фрагменты с сетчато-ячеистой дислокационной субструктурой В отличие от исходных УМЗ-образцов (до растяжения) большинство структурных элементов (зернен, субзерен) имеют более вытянутую форму с коэффициентом неравноосности 2.5 и более. Это относится как к структурным элементам (субзернам) с большими размерами, более 0.2 мкм, так и к субзернам с меньшими размерами, менее 0.2 мкм (рис. 3, а, вставка). Границы субзерен сильно «размыты». В полосовых фрагментах на границах в приграничных областях присутствуют дислокации (рис. 3, в). Характерной особенностью формируемой микроструктуры после разрушения УМЗ-титана ВТ1-0 является появление в локальных областях крупных фрагментов (объемов) с разориентированной сетчато-ячеистой дислокационной субструктурой (рис. 3, г, д). Рис. 3. Светлопольные (а, в, д) с соответствующими микродифракциями и темные (б, г) изображения микроструктуры титана ВТ1-0 в УМЗ-состоянии после деформации в зоне разрушения: а, б - субзерна с высокой плотностью дислокаций; в, г - фрагменты с сетчато-ячеистой дислокационной субструктурой и полосовые фрагменты; д - решеточные дислокации в границах и внутри субзерен После деформации в зоне разрушения микроструктура в сплаве Zr-1Nb в КК-состоянии достаточно неоднородная (рис. 4, а, б). В ходе деформации в КК-структуре образуются полосовые фрагменты шириной 0.1-0.2 мкм, некоторые из них имеют оборванные границы. Полосовые фрагменты внутри разделяются широкими дислокационными границами. Одновременно с полосовыми фрагментами наблюдаются и более крупные области с размерами 0.5-0.6 мкм с разориентированной сетчато-ячеистой субструктурой. Рис. 4. Светлопольное (а) с соответствующей микродифракцией и темнопольное (б) изображе¬ния микроструктуры сплава Zr-1Nb в КК-состо¬янии после деформации в зоне разрушения: участки полосовых фрагментов и разориентиро¬ванной дислокационной субструктуры После разрушения в микроструктуре сплава Zr-1Nb в УМЗ-состоянии в основном наблюдаются полосовые фрагменты, как и для титана ВТ1-0 в УМЗ-состоянии (рис. 5, а, б). Однако степень неравноосности структурных элементов в зоне разрушения больше, чем для исходной УМЗ-структуры. Размеры полосовых фрагментов: поперечное сечение  0.1-0.3 мкм, продольное сечение  0.5-0.6 мкм. Внутри полосовых структурных элементов наблюдается субструктура с высокой плотностью дислокаций и внутренними субграницами с высокоугловыми разориентациями. Однако наряду с полосовыми фрагментами присутствуют разориентированные объемы с сетчато-ячеистой субструктурой, разделенные несовершенными границами из скоплений дислокаций (рис. 5, в). Средний размер таких областей составляет 0.4 мкм. Рис. 5. Светлопольные (а, б) с соответствующими микродифрак¬циями и темнопольное (в) изображения микроструктуры сплава Zr-1Nb в УМЗ-состоянии после деформации в зоне разрушения: а, б - полосовые фрагменты; в - разориентированная дислокационная субструк- тура Таким образом, отличительной особенностью структурных превращений перед разрушением образцов титана ВТ1-0 и сплава Zr-1Nb в УМЗ-состоянии является формирование крупных областей с разориентированной ячеисто-сетчатой дислокционной субструктурой, а в КК-состоянии  фрагментация на более мелкие полосовые субструктуры. Заключение Применение комплексного подхода на основе анализа деформационных и температурных кривых позволило получить новые экспериментальные данные, свидетельствующие о существенном влиянии УМЗ-состояния на развитие процессов пластической деформации и разрушения в сплавах ВТ1-0 и Zr-1Nb. При квазистатическом растяжении сплавов ВТ1-0 и Zr-1Nb в УМЗ-состоянии наблюдается стадия с постоянной температурой до true  0.04, где не происходят изменения температурного поля, что свидетельствует о способности более эффективно задействовать структурный канал поглощения энергии при деформировании по сравнению с КК-состоянием. Перед разрушением сплавов ВТ1-0 и Zr-1Nb в УМЗ-состоянии появляется стадия, на которой происходит резкое повышение температуры T до 60 °С, а коэффициент деформационного упрочнения становится отрицательным и составляет 7-10 ГПа, что свидетельствует о некотором локальном разупрочнении материала перед его разрушением. Показано, что перед разрушением образцов сплавов ВТ1-0 и Zr-1Nb в УМЗ-состоянии формируются локальные крупные области с разориентированной ячеисто-сетчатой дислокционной субструктурой, что также указывает на локальное разупрочнение материала.

Ключевые слова

титан ВТ1-0, сплав Zr - 1 мас. % Nb, ультрамелкозернистая микроструктура, кривые деформации, разрушение, инфракрасная термография, коэффициент деформационного упрочнения, Ti and Zr - 1 wt.% Nb alloys, ultrafine- grained microstructure, deformation curves, fracture, infrared thermography, strain-hardening coefficient

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Шаркеев Юрий ПетровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАН; Национальный исследовательский Томский политехнический университетд.ф.-м.н., зав. лабораторией ИФПМ СО РАН, профессор НИ ТПУsharkeev@ispms.tsc.ru
Легостаева Елена ВикторовнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.т.н., ст. науч. сотр.lego@ispms.tsc.ru
Вавилов Владимир ПлатоновичНациональный исследовательский Томский политехнический университет; Национальный исследовательский Томский государственный университетд.т.н., зав. кафедрой НИ ТПУ, ведущ. науч. сотр. НИ ТГУvavilov@tpu.ru
Скрипняк Владимир АльбертовичНациональный исследовательский Томский государственный университетд.ф.-м.н., зав. кафедройskrp2006@yandex.ru
Белявская Ольга АндреевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНгл. специалистobel@ispms.tsc.ru
Ерошенко Анна ЮрьевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.т.н., ст. науч. сотр.eroshenko@ispms.tsc.ru
Глухов Иван АлександровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНтехнологgia@ispms.tsc.ru
Чулков Арсений ОлеговичНациональный исследовательский Томский политехнический университетк.т.н., науч. сотр.chulkovao@tpu.ru
Козулин Александр АнатольевичНациональный исследовательский Томский государственный университетк.ф.-м.н., доцентkozulyn@ftf.tsu.ru
Скрипняк Владимир ВладимировичНациональный исследовательский Томский государственный университетк.ф.-м.н., ст. науч. сотр.skrp2012@yandex.ru
Всего: 10

Ссылки

Панин В.Е. Структурные уровни пластической деформации и разрушения - Новосибирск: Наука, 1990. - 255 с.
Дударев Е.Ф. Микропластическая деформация и предел текучести поликристаллов. - Томск: Изд-во Том. ун-та, 1988. - 256 с.
Зуев Л.Б., Баранникова С.А., Лунев А.Г. От макро к микро. Масштабы пластической деформации. - Новосибирск: Наука, 2018. - 132 с.
Walley S.M. // Metallurg. Mater. Trans. A. - 2007. - V. 38. - No. 11. - P. 2629-2654.
Valiev R.Z., Zhilyaev A.P., and Langdon T.G. Bulk Nanostructured Materials: Fundamentals and Applications. - New Jersey: John Wiley & Sons, 2014. - 456 p.
Носкова Н.И., Мулюков Р.Р. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы. - Екатеринбург: УрО РАН, 2003. - 279 с.
Колобов Ю.Р., Шаркеев Ю.П., Карлов А.В. и др. // Деформация и разрушение материалов. - 2005. - № 4. - С. 2-9.
Шаркеев Ю.П., Ерошенко А.Ю., Братчиков А.Д. и др. // Нанотехника. - 2007. - № 3. - С. 81-88.
Дударев Е.Ф., Бокач Г.П., Грабовецкая Г.П. // Изв. вузов. Физика. - 2004. - T. 47. - № 9. - С. 33-43.
Салищев Г.А., Галеев Р.М., Малышева С.П. и др. // МиТОМ. - 2006. - № 2. - С. 19-26.
Sharkeev Yu.P., Kukareko V.A., Legostaeva E.V., et al. // Scientific Problems of Machines Operation and Maintenance. - 2010. - V. 161. - No. 1 - P. 45-52.
Sharkeev Yu.P., Legostaeva E.V., Eroshenko A.Yu., et al. // Composite Interfaces. - 2009. - V. 16. - Р. 535-546.
Полетика Т.М., Нариманова Г.Н., Колосов С.В. // ЖТФ. - 2006. - Т. 76. - Вып. 3. - С. 44-49.
Данилов В.И., Зуев Л.Б., Летахова Е.В. и др.// Прикладная механика и техническая физика. - 2006. - Т. 47. - № 2. - С. 176-184.
Полетика Т.М., Данилов В.И., Нариманова Г.Н. и др. // ЖТФ. - 2002. - Т. 72. - Вып. 91. - С. 57-62.
Meyers M.A. and Pak H.-R. // Acta Metall. - 1986. - V. 34. - No. 12. - P. 2493-2499.
Chichili D.R., Ramesh K.T., and Hempker K.J. // Acta Metall. - 1998. - V. 46. - No. 3. - P. 1025- 1043.
Бакач Г.П., Дударев Е.Ф., Колобов Ю.Р. и др. // Физич. мезомех. - 2004. - Спец. вып. Ч. 1. - С. 135-137.
Данилов В.И., Зуев Л.Б., Болотина И.О. и др. // Физич. мезомех. - 2006. - № 9. Спец. вып. - С. 91-94.
Дударев Е.Ф., Бакач Г.П., Грабовецкая Г.П. и др. // Физич. мезомex. - 2001. - № 4. - С. 97-104.
Мишин И.П., Грабовецкая Г.П., Чернов И.П. и др. // Вестник Томского государственного университета. - 2013. - Т. 18. - № 4. - С. 1649-1650.
Kad B.K., Gebert J.-M., Perez-Prado M.T., et al. // Acta Mater. - 2006. - V. 54. - P. 4111-4127.
Eroshenko A.Yu., Mairambekova A.M., Sharkeev Yu.P., et al. // Lett. Mater. - 2017. - V. 4. - No. 7. - P. 469-472.
Данилов В.И., Ерошенко А.Ю., Шаркеев Ю.П. и др. // Физич. мезомех. - 2014. - Т. 17. - № 4. - С. 77-85.
Вавилов В.П. Инфракрасная термография и тепловой контроль. - М.: Спектр, 2009. - 544 с.
Мойсейчик А.Е., Мойсейчик Е.А. // Неразрушающий контроль и диагностика. - 2014. - № 3. - C. 3- 19.
Плехов О.А., Saintier N., Наймарк О. // ЖТФ. - 2007. - Т. 77. - Вып. 9. - С. 135-137.
Козлов Э.В., Глезер А.М., Конева Н.А. и др. Основы пластической деформации наноструктурных материалов. - М.: Физматлит, 2016. - 304 с.
 Закономерности формирования стадийности деформационных кривых и микроструктуры в зоне разрушения крупно- и ультрамелкозернистых сплавов титана и циркония | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/39

Закономерности формирования стадийности деформационных кривых и микроструктуры в зоне разрушения крупно- и ультрамелкозернистых сплавов титана и циркония | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/39