Эволюция дислокационной структуры в слабоустойчивых состояниях при деформации твердых растворов сплавов | Известия вузов. Физика. 2022. № 1. DOI: 10.17223/00213411/65/1/103

Эволюция дислокационной структуры в слабоустойчивых состояниях при деформации твердых растворов сплавов

Представлены результаты исследования эволюции дислокационной структуры поликристаллов однородных твердых растворов в слабоустойчивых состояниях в сплавах на основе Cu-Mn с ГЦК-кристаллической решеткой. Получено, что для каждой стадии характерен свой носитель деформации в виде определенной дислокационной субструктуры (ДСС), объемная доля которой имеет максимум на данной стадии. При этом на рассматриваемой стадии носитель деформации предыдущей стадии постепенно исчезает по мере роста степени деформации (ε), однако появляется носитель деформации последующей стадии. В некотором интервале значений ε одновременно сосуществуют носители деформации, характерные для предыдущей, рассматриваемой и последующей стадий. Показано, что переходы от одних типов ДСС к другим типам происходят в некоторых интервалах значений степени деформации ε. Выявлено, что каждой стадии деформации отвечают свои ДСС - носители деформации. Переход от стадии к стадии сопровождается образованием новых носителей деформации, что является характерной чертой слабоустойчивых состояний системы. Описанная картина наблюдается потому, что исследование проводится при таком размере зерна, который предполагает возможность реализации слабоустойчивого структурно-фазового состояния сплава, так как размер зерна выступает в этом случае в роли некоего управляющего параметра.

Evolution of dislocation structure in low-stability states during deformation of solid solutions of alloys.pdf Введение Исследования эволюции полей деформации проводятся много лет, а после введения самого понятия дислокации и осознания связи деформации с дислокациями эволюции дислокационных образований уделяется особенно много внимания [1]. В настоящее время изучается не только средняя скалярная плотность дислокаций, но и детальные особенности дислокационной структуры [2]. Известно, что эти структуры могут быть классифицированы как высоко-, средне- и низкоэнергетические [3]. В чистых металлах закономерности накопления дислокаций были обобщены в ряде обзоров [4, 5]. По сравнению с чистыми металлами накопление дислокаций в твердых растворах имеет свои отличия. Такие особенности проявляются как в упорядочивающихся сплавах и интерметаллических соединениях, так и в неупорядоченных твердых растворах [6 ]. Исследование механических свойств и дислокационной структуры твердых растворов системы медь - марганец представляет интерес по ряду причин: во-первых, твердые растворы системы Cu-Mn достаточно однородны [7]; во-вторых, с ростом концентрации марганца наблюдается увеличение параметра кристаллической решетки (а) и величины твердорастворного упрочнения (σf); в-третьих, содержание марганца слабо влияет на энергию дефекта упаковки (ЭДУ) [8 ]. В большом интервале концентраций энергия дефекта упаковки составляет величину от 38 до 54 мДж/м2. При исследовании концентрационной зависимости системы медь - марганец ЭДУ остается практически неизменной и изучается роль исключительно твердорастворного упрочнения. При этом следует иметь в виду, что растворимость марганца в меди достигает 25-30 ат.% при низких температурах, а с ее ростом возрастает и растворимость. При 10 ат.% Mn образуется фаза Cu5Mn, а при 22 ат.% Mn - фаза Cu3Mn. Имеется информация, что упорядочение достигается при медленном охлаждении, и в обычных отожженных сплавах наблюдается значительный ближний атомный порядок, но нет дальнего [6]. Поэтому возможно изучить влияние состава твердого раствора медь - марганец на закономерности накопления дислокаций, по крайней мере, до состава Cu - 20 ат.% Mn. При этом особый интерес представляет эволюция дислокационной субструктуры, что заставляет обратить пристальное внимание на слабоустойчивые состояния системы в области перехода с одной стали упрочнения на другую. Цель исследования - эволюция дислокационной субструктуры в слабоустойчивых состояниях при деформации находящихся в однофазовом состоянии медно-марганцевых твердых растворов. 1. Подготовка образцов и методика эксперимента В настоящей работе в качестве объектов исследования были выбраны поликристаллические сплавы - твердые растворы медь - марганец сплавов Cu + ψ ат.% Mn при ψ = 0.4, 6.0, 13.0, 19.0, 25.0, при этом исследования проводились после проведения деформации до ε = 5, 10, 20, 30, 40, 60%. Сплавы выплавляли в индукционной печи в атмосфере аргона. Полученные слитки прокатывали в ленты толщиной 0.5 мм и штамповали образцы-лопатки с размером рабочей части 120 12 1 мм. Были выбраны специальные режимы термообработки, обеспечивающие у всех образцов с различной концентрацией Mn одинаковый размер зерна ~ 100 мкм. Отжиг образцов проводили в атмосфере аргона с последующей закалкой в воду. Степень деформации между отжигами не превышала εист = 0.50-0.60, что позволяло получить бестекстурный образец. Деформация задавалась растяжением на машине «Instron» при Т = 293 С со скоростью деформации d /dt = 10-3 c-1. Образцы деформировали до разрыва. Фольги для электронно-микроскопического исследования приготовляли сначала химическим, а затем электролитическим утонением в насыщенном растворе хромового ангидрида в ортофосфорной кислоте. Фольги изучали в электронных микроскопах ЭМВ-100 АК и «Теsla BS-540», снабженных гониометром с наклоном и прецессией. Рабочее увеличение в колонне микроскопа составляло 30000. Анализ дислокационной структуры проводился качественно, а затем по микрофотографиям были измерены ее параметры. Плотность дислокаций измеряли методом секущей [9]. 2. Результаты исследования и их обсуждение В ходе исследования определялись типы дислокационной структуры, скалярная плотность дислокаций и другие параметры дислокационной структуры после различных степеней деформации, а также изучалось влияние твердорастворного упрочнения на закономерности накопления дислокаций в твердых растворах медь - марганец в интервале концентраций 0.4-19 ат.% Mn, а в некоторых случаях 0.4-25 ат.% Mn. При исследовании методом рентгеноструктурного анализа и электронной микроскопии сплавов с содержанием 0.4-19 ат.% Mn наблюдается однофазное состояние твердого раствора. Сплав Cu - 25 ат.% Mn показал наличие второй фазы. Известно, что тип дислокационной субструктуры, формирующейся при пластической деформации в ГЦК-металлах и сплавах [6], зависит от энергии дефекта упаковки (ЭДУ), температуры испытания (Т), величины твердорастворного упрочнения (τf) и средней скалярной плотности дислокаций (). Так как содержание марганца слабо влияет на энергию дефекта упаковки [8], то в случае деформации при фиксированной температуре физико-механическое поведение этих сплавов, находящихся в однофазном состоянии твердого раствора, полностью определяется эволюцией их дислокационной подсистемы. На рис. 1, а представлены зависимости напряжения течения σ и коэффициента деформационного упрочнения θ = d /d от степени деформации εист в сплаве Cu - 0.4 ат.% Mn. Сплав с содержанием 0.4-19.0 ат.% Mn находится в однофазном состоянии твердого раствора. Для выделения стадий деформации были построены зависимости коэффициента деформационного упрочнения θ от степени деформации εист (рис. 1, б). Анализ зависимостей коэффициента деформационного упрочнения от степени деформации позволил выявить помимо стадии упругой деформации (стадия I), наличие короткой переходной стадии π, стадию II с почти постоянным коэффициентом деформационного упрочнения θ, стадию III с уменьшающимся θ и стадию IV с постоянным θ. На рис. 1, б представлена диаграмма субструктурных превращений в однофазном сплаве Cu - 0.4 ат.% Mn при степенях деформации в интервале ист = 0.05-0.60. Несложно видеть, что при умеренных степенях деформации ( ист = 0.05-0.10) происходит образование клубковой и неразориентированной ячеистой субструктуры. После степени деформации ист = 0.20 начинает формироваться разориентированная ячеистая дислокационная субструктура, а затем при дальнейшем увеличении ист - микрополосовая. Следует обратить внимание на ряд особенностей, наблюдаемых на рис. 1, б. Прежде всего, несложно видеть, что на стадии II наблюдается максимум объемной доли неразориентированной ячеистой субструктуры, причем примерно при той же степени деформации легко отметить минимумы объемных долей дислокационного хаоса и разориентированной ячеистой субструктуры. Следует подчеркнуть, что на стадии II объемная доля дислокационного хаоса убывает по мере роста степени деформации (ниспадающая ветвь), в то время как объемная доля разориентированной ячеистой субструктуры возрастает (восходящая ветвь). В некотором интервале значений ист все субструктуры одновременно сосуществуют. Рис. 1. Зависимости напряжения течения (σ) и коэффициента деформационного упрочнения (θ) от степени деформации (ε) в сплаве Cu - 0.4 ат.% Mn (а). Зависимости объемных долей различных типов дислокационных субструктур Рv и коэффициента деформационного упрочнения θ от степени деформации: 1 - дислокационный хаос и клубки; 2 - неразориентированная ячеистая субструктура; 3 - разориентированная ячеистая субструктура; 4 - микрополосовая субструктура (б). Римскими цифрами указаны стадии деформации, пунктирными вертикальными линиями показаны границы стадий. Размер зерна = 100 мкм На стадии III наблюдается максимум объемной доли разориентированной ячеистой субструктуры, которая появилась на стадии II и нарастала по мере повышения степени деформации. В то же время объемная доля неразориентированной ячеистой субструктуры убывает до исчезновения по мере роста ист. Однако на этой же стадии появляется микрополосовая субструктура, объемная доля которой увеличивается по мере роста ист. Отметим, что на стадии III объемная доля неразориентированной ячеистой субструктуры убывает по мере роста степени деформации (ниспадающая ветвь), в то время как объемная доля микрополосовой субструктуры возрастает (восходящая ветвь). Аналогично ситуации на стадии II закономерности проявляются и на стадии III: в некотором интервале значений ист одновременно сосуществуют неразориентированная ячеистая, разориентированная ячеистая и микрополосовая субструктуры. Такая наблюдаемая картина свидетельствует о следующем. Для каждой стадии характерен свой носитель деформации в виде определенной субструктуры, объемная доля которой имеет максимум на данной стадии. При этом на рассматриваемой стадии носитель деформации предыдущей стадии постепенно исчезает по мере роста ист, однако появляется носитель деформации последующей стадии. В некотором интервале значений ист одновременно сосуществуют носители деформации, характерные для предыдущей, рассматриваемой и последующей стадий. Обратим внимание на область перехода от стадии II к стадии III (рис. 1, б). Несложно видеть, что в этой области объемные доли неразориентированной ячеистой и разориентированной ячеистой субструктур близки, что свидетельствует об отсутствии энергетических предпочтений в реализации той или иной субструктуры. В свою очередь, данная энергетическая особенность структурно-фазового состояния свидетельствует о слабой устойчивости данного состояния [6, 10-12]. Естественно, что описанная картина наблюдается потому, что исследование проводится при таком размере зерна, который предполагает возможность реализации слабоустойчивого структурно-фазового состояния сплава [6, 10-12], так как размер зерна выступает в этом случае в роли некоего управляющего параметра. Прежде чем рассматривать особенности сплавов с высокими концентрациями (19-25 ат.%) Mn, обратим внимание на то, в сплавах с содержанием 0.4-19.0 ат.% Mn наблюдается однофазное состояние твердого раствора, а в сплаве Cu - 25 ат.% Mn обнаруживается наличие второй фазы. Отсюда следует, что в сплавах этой бинарной системы Cu-Mn в интервале концентраций 19-25 ат.% Mn с повышением концентрации легирующего компонента происходит переход от однофазного состояния твердого раствора к состоянию с наличием второй фазы, т.е. где-то в этом концентрационном интервале происходит структурно-фазовый переход от однофазного состояния к двухфазному. Отсюда можно ожидать, что в этом концентрационном интервале система имеет малые энергетические стимулы реализации определенного структурно-фазового состояния сплава, и реализуется некое смешанное (многофазное) состояние системы, т.е. состояние сплава если не слабоустойчиво, то близко к нему [6, 10-12]. Реализуется слабоустойчивое по отношению к переходу от однофазного к многофазному состояние при повышении концентрации легирующего компонента. Рассмотрим эволюции дислокационных субструктур в сплавах Cu - 0.4 ат.% Mn и Cu - 19.0 ат.% Mn. В сплавах с высокой концентрацией легирующего элемента Cu - 19 ат.% Mn, находящегося еще в однофазном состоянии твердого раствора, с ростом степени деформации наблюдается более сложная, по сравнению с картиной в сплаве Cu - 0.4 ат.% Mn, последовательность превращения субструктур: хаос, дислокационные скопления и дислокационные петли, сетчатая субструктура, неразориентированная ячеисто-сетчатая, разориентированная сетчатая и ячеисто-сетчатая и микрополосовая. Сопоставляя схемы последовательности превращений дислокационных субструктур в сплавах Cu - 0.4 ат.% Mn (рис. 2) и Cu - 19.0 ат.% Mn (рис. 3), несложно видеть их различие. Рис. 2. Последовательность превращений ДСС в сплавах с высоким значением ЭДУ и малым твердорастворным упрочнением. Сплав Cu - 0.4 ат.% Mn Рис. 3. Последовательность превращений ДСС в сплавах с высоким значением ЭДУ и большим твердорастворным упрочнением. Сплав Cu - 19 ат.% Mn На рис. 4 приведены электронно-микроскопические изображения типов субструктур, формирующихся при разных степенях деформации в сплавах с различной концентрацией легирующего элемента (Cu - 0.4 ат.% Mn и Cu - 19.0 ат.% Mn), и их схемы. 4 8 3 7 2 6 1 5 Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение типов субструктур, формирующихся при различных концентрациях легирующего элемента, и их схемы: 1 - дислокационные клубки; 2 - неразориентированная ячеистая субструктура; 3 - разориентированная ячеистая; 4 - микрополосовая; 5 - дислокационные скопления; 6 - сетчатая; 7 - неразориентированная ячеисто-сетчатая; 8 - неоднородная сетчатая и разориентированная ячеисто-сетчатая Кратко охарактеризуем приведенные типы дислокационных субструктур. 1. Разориентированная ячеистая дислокационная субструктура формируется в процессе деформации, когда происходит накопление избыточной плотности дислокаций в стенках ячеек, при этом разориентировки могут наблюдаться не только между соседними ячейками, но и между группами ячеек. 2. Микрополосовая ДСС характеризуется системой, состоящей из параллельных дислокационных субграниц, лежащих, как правило, в октаэдрических плоскостях. Микрополосовая субструктура образуется, в основном, при высокой плотности дислокаций разных знаков. 3. Дислокационные скопления представляют собой группу дислокаций одного знака, распространяющихся в плоскости скольжения или прижатых к препятствию. 4. Однородная сетчатая ДСС образуется в результате взаимодействий дислокаций первичных и вторичных плоскостей скольжения и держится на дислокационных порогах и дислокационных реакциях. 5. Неразориентированная ячеисто-сетчатая ДСС формируется при средних значениях дефекта упаковки, при этом часть пространства внутри ячеек заполнена дислокациями. 6. Ячеисто-сетчатая ДСС с разориентировками содержит фрагменты неоднородной сетчатой субструктуры и образуется при повышенных степенях деформации. Эта ДСС является промежуточной между сетчатой и ячеистой. 7. Клубковая дислокационная субструктура - нерегулярная и негомогенная структура, содержащая примерно равное число первичных и вторичных дислокаций в сгущениях. 8. Разориентированная ячеистая дислокационная субструктура формируется в процессе деформации, когда происходит накопление избыточной плотности дислокаций в стенках ячеек, при этом разориентировки могут наблюдаться не только между соседними ячейками, но и между группами ячеек. Очевидно, что скорости накопления дислокаций в субструктурах различного типа отличаются. Так как для конкретной стадии деформации сплава характерна какая-то определенная субструктура - основной носитель деформации на данной стадии, то средняя скорость накопления дислокаций определяется, как правило, скоростью накопления дислокаций именно основной для данной стадии субструктурой. Это приводит, в свою очередь, к отличию зависимостей средней плотности дислокаций ρ> от степени деформации ε на разных стадиях деформации (рис. 5, а). Особенно наглядно это проявляется на зависимости ln ρ> = f (ε), которая представлена на рис. 5, б для сплава Cu - 0.4ат.% Mn. Несложно видеть, что при переходе от стадии II к стадии III резко изменяется наклон кривой. Это свидетельствует об изменении скорости накопления дислокаций при переходе, что можно понимать как изменение основного для данной стадии типа дислокационной субструктуры, которая и осуществляет, по преимуществу, накопление дислокаций на данной стадии. Несложно видеть, что накопление дислокаций на каждой стадии имеет свою определенную скорость dρ/d . Рис. 5. Зависимости средней плотности дислокаций ρ> от степени деформации ε в медно-марганцевых сплавах: 1 - Cu - 0.4 ат.% Mn, 2 - Cu - 6 ат.% Mn, 3 - Cu - 13 ат.% Mn, 4 - Cu - 19 ат.% Mn, 5 - Cu - 25 ат.% Mn (а); зависимость логарифма средней плотности дислокаций ln ρ> от степени деформации ε в сплаве Cu - 0.4 ат.% Mn. Римскими цифрами выделены стадии деформаций (б) Поскольку зависимости напряжения течения σ и коэффициента деформационного упрочнения θ от степени деформации ε отличаются в медно-марганцевых сплавах различного состава, постольку отличаются и зависимости средней плотности дислокаций ρ> от степени деформации ε при изменении состава сплава (рис. 5, а). В этом случае становится очевидной зависимость напряжения течения σ от плотности дислокаций на каждой стадии деформации. Более наглядно эта зависимость может быть представлена как σ = f (ρ1/2). Эта зависимость напряжения течения от корня квадратного из плотности дислокаций (ρ1/2) для деформации при комнатной температуре сплавов разного состава представлена на рис. 6. Рис. 6. Зависимость напряжения течения σ от корня квадратного из плотности дислокаций ρ1/2 для деформа¬ции при комнатной температуре: 1 - Cu - 0.4 ат.% Mn, 2 - Cu - 6 ат.% Mn, 3 - Cu - 13 ат.% Mn, 4 - Cu - 19 ат.% Mn Напряжение течения σ с ростом плотности дислокаций возрастает в соответствии с зависимостью [1, 9]: σ = σf +mα∙μ∙b∙ρ1/2, (1) где μ - модуль сдвига; b - вектор Бюргерса; α - коэффициент междислокационного взаимодействия; σf - сопротивление деформирования недислокационного происхождения; m - фактор Шмида. Из рис. 6 хорошо видно, что зависимость σ ~ ρ1/2 является линейной, что ранее отмечалось [13] для системы Cu-Mn. Следовательно, соотношение (1) на исследуемых сплавах выполняется достаточно хорошо. Значение параметра α при m = 3.1 изменяется в интервале от 0.62 до 0.74. Параметр α практически постоянен во всем исследованном интервале концентраций твердого раствора Cu-Mn. Проанализируем вклады в α, которые определяются контактным и барьерным торможением дислокаций. Отметим, что контактное торможение - это торможение на отдельных дислокациях, тогда как барьерное торможение дислокаций происходит на границах ячеек и границах микрополосовой субструктуры [12]. Проследим роль твердорастворного упрочнения τf в накоплении дислокаций в объеме твердого раствора. Значения твердорастворного упрочнения f для исследуемых сплавов были определены с использованием значений предела текучести 0.2, а именно при помощи выражения f = 0.2/m, где m - ориентационный множитель [14]. С ростом концентрации легирующего элемента накапливаемая плотность дислокаций возрастает при всех степенях деформации. Поскольку в исходных образцах до появления дислокационной структуры присутствует лишь единственный вклад в упрочнение - твердорастворный, то следует ожидать, что плотность, накапливаемая в образце дислокаций, будет определяться именно концентрацией сплава, а точнее - твердорастворным упрочнением. Так как напряжение течения обычно определяется величиной ρ1/2, то выбрана именно зависимость ρ1/2 = f (τf), график которой представлен на рис. 7. Рис. 7. Зависимость корня квадратного из средней скалярной плотности дислокации 1/2 от величины твердорастворного упрочнения τf Несложно видеть линейную зависимость, а это означает, что именно твердорастворное упрочнение контролирует накопление дислокаций в объеме однородного твердого раствора при разных концентрациях Mn в исследуемых сплавах. Заключение Для исследования были выбраны поликристаллические сплавы - твердые растворы медь - марганец сплавов Cu + ψ ат.% Mn при ψ = 0.4, 6.0, 13.0, 19.0, 25.0. Их выбор обусловлен рядом причин. Известно, что тип дислокационной субструктуры, формирующейся при пластической деформации в ГЦК-металлах и сплавах, зависит от энергии дефекта упаковки, температуры, величины твердорастворного упрочнения и средней скалярной плотности дислокаций. Так как содержание марганца в однофазном состоянии твердого раствора слабо влияет на энергию дефекта упаковки, то в случае деформации при фиксированной температуре физико-механическое поведение этих сплавов полностью определяется эволюцией дислокационной подсистемы. В процессе исследования определены типы дислокационной структуры, скалярная плотность дислокаций и другие параметры дислокационной структуры после различных степеней деформации, а также изучено влияние твердорастворного упрочнения на закономерности накопления дислокаций в твердых растворах медь - марганец. При этом в сплавах с содержанием 0.4-19.0 ат.% Mn наблюдается однофазное состояние твердого раствора. Получено, что для каждой стадии характерен свой носитель деформации в виде определенной субструктуры, объемная доля которой имеет максимум на данной стадии. При этом на рассматриваемой стадии носитель деформации предыдущей стадии постепенно исчезает по мере роста ε, однако появляется носитель деформации последующей стадии. В некотором интервале значений ε одновременно сосуществуют носители деформации, характерные для предыдущей, рассматриваемой и последующей стадий. Показано, что в области перехода от стадии II к стадии III объемные доли неразориентированной ячеистой и разориентированной ячеистой субструктур близки, что свидетельствует об отсутствии энергетических предпочтений в реализации той или иной субструктуры. В свою очередь, данная энергетическая особенность структурно-фазового состояния свидетельствует о слабой устойчивости данного состояния. Естественно, что описанная картина наблюдается потому, что исследование проводится при таком размере зерна, который предполагает возможность реализации слабоустойчивого структурно-фазового состояния сплава, так как размер зерна выступает в этом случае в роли некоего управляющего параметра. Продемонстрировано, что в субструктурах различного типа скорости накопления дислокаций отличаются. Так как для конкретной стадии деформации сплава характерна какая-то определенная субструктура - основной носитель деформации на данной стадии, то средняя скорость накопления дислокаций определяется, как правило, скоростью накопления дислокаций именно основной для данной стадии субструктурой. Это приводит, в свою очередь, к отличию зависимостей средней плотности дислокаций от степени деформации ε на разных стадиях деформации.

Ключевые слова

дислокационные структуры, слабоустойчивые состояния, носители деформации, дислокационные субструктуры, сплавы Cu-Mn

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Потекаев Александр ИвановичНациональный исследовательский Томский государственный университетд.ф.-м.н., профессор, профессор НИ ТГУpotekaev@spti.tsu.ru
Клопотов Анатолий АнатольевичТомский государственный архитектурно-строительный университетд.ф.-м.н., профессор, профессор ТГАСУklopotovaa@tsuab.ru
Тришкина Людмила ИльиничнаТомский государственный архитектурно-строительный университетд.ф.-м.н., профессор, профессор ТГАСУtrishkina.53@mail.ru
Черкасова Татьяна ВикторовнаТомский государственный архитектурно-строительный университетк.ф.-м.н., доцент ТГАСУcherkasova_tv@mail.ru
Кулагина Валентина ВасильевнаСибирский государственный медицинский университетк.ф.-м.н., доцент, доцент СибГМУkulagina.vv@mail.ru
Тазин Иван ДмитриевичСибирский государственный медицинский университетд.м.н., профессор, профессор СибГМУivan-tazin@yandex.ru
Всего: 6

Ссылки

Штремель М.А. Прочность сплавов (в 2 частях). - М.: МИСИС, 1999.
Коnеva N.A., Kozlov E.V. Trishkina L.I., Pekarskaya E.E. // Mat. Sci. Eng. A. - 1997. - V. A.234-236. - P. 614.
Sevillano J.G. // Mat. Sci. Techn. V. 6. Plastic Deformation and Facture of Materials. Ed. H. Mughrabi. - N.Y., 1993. - P.19.
Nes E. // Progr. Mat. Sci. - 1998. - V. 41. - P. 129.
Конева Н.А., Лычагин Д.В., Жуковский С.П., Козлов Э.В. // ФММ. - 1985. - Вып. 1. - С. 171.
Конева Н.А., Тришкина Л.И., Потекаев А.И., Козлов Э.В. Структурно-фазовые превращения в слабоустойчивых состояниях металлических систем при термосиловом воздействии. - Томск: Изд-во НТЛ, 2015. - 344 с.
Kozlov E.V., Koneva N.A., Teplyakova L.A., et al. // Mat. Sci. Eng. - 2001. - V. 319-321. - P. 261.
Neuhauser R., Schwink C.H. // Phil. Mag. A. - 1992. - V. 65. - No. 6. - P. 1463.
Конева Н.А., Козлов Э.В. // Структурные уровни пластической деформации и разрушения / под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1990. - С. 123-186.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2019. - Т. 62. - № 2. - С. 123-132.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2019. - Т. 62. - № 3. - С. 117-124.
Конева Н.А., Потекаев А.И., Тришкина Л.И. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2020. - Т. 63. - № 5. - С. 58-63.
Конева Н.А., Петров Г.А., Козлов Э.В., Попов Л.Е. // ФММ. - 1976. - Т. 42. - Вып. 3. - С. 624-630.
Козлов Э.В., Тришкина Л.И., Конева Н.А. // Кристаллография. - 2009. - Т. 54. - № 6. - С. 981-990.
 Эволюция дислокационной структуры в слабоустойчивых состояниях при деформации твердых растворов сплавов | Известия вузов. Физика. 2022. № 1. DOI: 10.17223/00213411/65/1/103

Эволюция дислокационной структуры в слабоустойчивых состояниях при деформации твердых растворов сплавов | Известия вузов. Физика. 2022. № 1. DOI: 10.17223/00213411/65/1/103