В работе представлены результаты 3D моделирования распределения и накопления дислокаций и малоугловых границ в объеме металлического ГЦК-монокристалла в процессе деформации одноосным сжатием. Расчеты выполнены в модели синтеза дислокационной кинетики и механики деформируемого твердого тела для случаев деформации без учета и с учетом сил торцевого трения. Приведены картины распределения интенсивности пластических деформаций, плотности дислокаций, плотности малоугловых границ в плоскости центрального продольного сечения деформируемого прямоугольного образца. Выявлены три области деформируемого объема кристалла, отличающиеся накоплением деформационных дефектов при наличии сил торцевого трения: торцевая часть кристалла, участки кристалла, прилегающие к свободной поверхности, и центральная часть. Проведена статистическая оценка степени однородности распределения деформационных дефектов в деформируемом объеме.

Методами просвечивающей электронной микроскопии проведены исследования деформационного рельефа на разных стадиях деформационного упрочнения монокристаллов Cu–12 ат. % Al. Проанализирована взаимосвязь рельефа поверхности со стадиями деформационного упрочнения и субструктурной эволюцией. Подтверждено, что стадия III деформационного упрочнения определяется процессами микродвойникования. Выявлены особенности рельефа поверхности, связанные с развитием микродвойникования в плоскостях скольжения. Показано, что деформационный рельеф на стадии IV деформации содержит короткие искривленные линии сдвига. Сформулировано условие начала процесса микродвойникования. Проведены оценки плотности дислокаций, необходимой для начала процесса микродвойникования, которые показали хорошее совпадение со средней плотностью дислокаций, измеренной экспериментально.

Настоящая работа посвящена исследованию влияния «токовой» неустойчивости упрочнения элемента деформационной среды на локализацию деформации на разных масштабных уровнях. Термин «токовая неустойчивость» взят из характеристики токовой неустойчивости электропроводности полупроводников в сильных электрических полях, имеющей характерную кривую ток-напряжение (I-U) [1]. Аналогичная форма кривой упрочнения элемента среды деформирующее напряжение-деформация (σ-ε) рассматривается как причина локализации деформации. Рассмотрены и моделируются явления локализации деформации, вызванные «токовой» неустойчивостью различного вида. Показано, что сценарий пластического течения при «токовой» неустойчивости, заложенный на уровне микроэлемента среды, может проявляться на макромасштабном уровне пластического течения в виде локализаций различного вида. Моделирование проведено на основе конечно-элементной двухуровневой модели, предложенной ранее авторами статьи [2]. Рассмотрены случаи, когда в зависимости от вида кривых упрочнения элементарного объема деформируемого образца, описывающих «токовую» неустойчивость, на макроуровне наблюдается либо «устойчивая», либо «бегающая» шейка при одноосном растяжении образца.

В численном эксперименте исследованы процессы суперлокализации пластической деформации сплавов со сверхструктурой L12. Проводится синтез модели дислокационной кинетики деформационного и термического упрочнения элемента деформируемой среды с моделью механики макропластической деформации, описываемой в терминах упругопластической среды. Показано, что суперлокализация пластической деформации определяется наличием концентраторов напряжений и немонотонным упрочнением элемента деформируемой среды. Многократная немонотонность упрочнения элемента среды может служить причиной множественности полос макроскопической локализации деформации.

Представлены результаты изучения термоактивационных характеристик при ползучести сплава Ni3Ge, обладающего структурой L12. Исследование проведено на монокристаллах, деформация в которых осуществляется вдоль осей [100], [ 3 9], [ 2 2] и [ 3 4]. Измерены энергии активации ползучести для исследованных ориентаций. Определено, что скорость установившейся ползучести описывается известным законом d /dt=K2 n. Получены величины показателя степени n, сделаны выводы о возможных механизмах ползучести. Показано, что ползучесть образцов, ориентированных вдоль разных осей, осуществляется дислокационными процессами, различающимися энергией активации.

The model of dislocation creep has been constructed for L12 alloys. The creep curves for high antiphase boundary (APB) energy and low APB energy alloys have been obtained as the result of modeling. It was found the anomalous temperature dependence of the creep rate for alloys with the high APB energy.

This article is aimed at discussing several mechanisms and models of the flow stress anomaly in L12 alloys. The main works devoted to this problem are reviewed. The necessity to concern the superposition of two classes mechanisms to describe the thermal strengthening in LI2 was shown. These are the cross slip mechanisms of screw superdislocations locking and the diffusion controlled mechanisms of the edge superdislocations locking.

Experimental and theoretical researches into Ni3Ge single crystals are carried out. The growth of the yield stress begins from 4,2 K. The intensity of this growth depends on the deformation axis orientation. The average dislocation densities depending on temperature and strain are measured. The parameter of dislocation interaction (α) is obtained using τ = τF + αGbρ1/2 relationship. It grows with the temperature increase from 4,2 to 293 K.

At the present study the imitation and mathematical modeling of the process for dislocation density accumulation in the L12 alloys has been performed. The phenomenological model in the form of differential equations system describing the intensity of dislocation accumulation, WHR and the dependence of the CRSS upon the magnitude of temperature has been constructed. The model was verified by the comparison of the calculations obtained with the experimental values of CRSS, WHR and dislocation densities in Ni3 Ge single crystals.