В зернах динамической рекристаллизации никеля в процессе деформации кручением на наковальнях Бриджмена обнаружено явление локализации деформации в области упругих дисторсий, приводящее к формированию нанополос переориентации со значениями упругой кривизны кристаллической решетки в сотни градусов на мкм. Показано, что образование этих нанополос осуществляется движением нанодиполей частичных дисклинаций — зон заторможенных упругих сдвигов и поворотов, характерной особенностью которых являются более высокие, по сравнению с окружением, локальные внутренние напряжения и их градиенты.

Strain localization in the region of elastic distortions is revealed in nickel dynamic recrystallization grains during torsion in Bridgman anvils, which leads to the formation of reorientation nanobands with the elastic lattice curvature equal to hundreds of degrees per micron. It is shown that the nanobands are formed by the motion of partial disclination nanodipoles, i.e., zones of constrained elastic shear and rotations distinguished by extremely high local internal stress gradients.

В модели пластического течения как прямого плюс обратного (по альтернативной системе) мартенситного ГЦК-ОЦК-ГЦК-превращения в приближении малых деформаций проведен расчет тензора дисторсии указанного превращения на примере формирующихся при прокатке аустенитных сталей полос локализации деформации с 60°110-переориентацией кристаллической решетки. Проведен анализ вклада различных мод деформации и переориентации кристалла в общую дисторсию превращения.??.

Проведено электронно-микроскопическое исследование микроструктуры аустенитной стали 02Х17Н14М2 после больших пластических деформаций прокаткой и кручением под давлением в наковальнях Бриджмена. Показано, что основными механизмами формирования дефектной структуры являются механическое двойникование и формирование полос локализации деформации. Обнаружено явление механического двойникования в нанокристаллическом состоянии. Обсуждаются механизмы деформации и формирования наноструктурных состояний.

Рассмотрены возможные структурные превращения В2 - R через промежуточную структуру R0 с пространственной группой D3/3d. Вычислены подгруппы с гексагональной решеткой группы D3/3d связанные с нарушением симметрии структуры R0 смещениями атомов с волновыми векторами, принадлежащими двухлучевой звезде. Предложена кристаллографическая модель возможных превращений В2-структуры в R-мартенсит, характеризуемая единственным для всех превращений параметром порядка.

Исследована температурная зависимость напряжений предела текучести/мартенситного сдвига, кривых сжатия s(e) и механизмов пластической деформации в монокристаллах сплава TiNi(Fe, Mo), ориентированных вдоль направления [001]. Показано, что инициированное напряжением мартенситное В2 ® В19¢ превращение и механическое двойникование в В2-фазе являются основными микромеханизмами деформации во всем исследованном интервале температур (300-773 K). Переход к локальному действию этих механизмов на мезоуровне деформации при Т Мd приводит к изменению наклона кривых s0.1(Т) при сжатии.

Исследованы кристаллографические особенности распределения зон локализации деформации при растяжении металлических монокристаллов с различной ориентировкой оси растяжения и с разными механизмами пластического течения (дислокационное скольжение и мартенситное превращение). Показано, что кристаллографическая ориентация зон локализации, трактуемых как картины самоорганизации пластического течения, сохраняется на всем протяжении процесса. Рассмотрены некоторые особенности динамики движения очагов локализации деформации.

Изучено влияние изохронных отжигов на температуры появления при охлаждении ромбоэдрической R(Tr) и моноклинной В19'(Мн) мартенситных фаз и параметр атомного дальнего порядка S сплава Ti49Ni151. Исследованы две партии образцов, отличающихся исходной обработкой: закалка из области гомогенности В2 фазы (1) и предварительное разупорядочение быстрыми нейтронами реакторного спектра (2). Показано, что закалка и облучение приводит к изменению параметров S, Tr, Мн, причем соответствующие зависимости от Т для образцов (1) и (2) отличаются незначительно. После отжигов на стадии изоструктурного распада Мн понижается в образцах (1), а в образцах (2) - только повышается. При этом в образцах (1) S не меняется, а в образцах (2) только монотонно увеличивается. Обнаружена явная корреляция между изменениями Мн и S после отжигов. Используя полученную ранее зависимость Мн (X,S) показано, что изменения Мн после отжига обученных образцов в основном обусловлены изменениями S, а в процессе гетерогенного распада образцов (1_ и (2) выше 520 К величины вкладов в общее изменение Мн за счет эволюции состава и Sв В2 фазе соотносятся как 2:1.