Поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах

Для пластически деформированных поликристаллов ГЦК-, ОЦК- и ГПУ-металлов и сплавов выполнен расчет коэффициента поглощения ультразвуковых волн (УЗВ) на всех этапах эволюции дислокационных структур, включая однородную фрагментацию. Показано, что для ГЦК- и ОЦК-металлов на акустической кривой усталост...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:

Bibliographische Detailangaben
Datum:	2005
1. Verfasser:	Бусов, В.Л.
Format:	Artikel
Sprache:	Russian
Veröffentlicht:	Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України 2005
Schriftenreihe:	Физика и техника высоких давлений
Online Zugang:	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/70120
Tags:	Tag hinzufügen Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:	Поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах / В.Л. Бусов // Физика и техника высоких давлений. — 2005. — Т. 15, № 1. — С. 112-120. — Бібліогр.: 22 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	irk-123456789-70120
record_format	dspace
spelling	irk-123456789-701202014-10-29T03:01:42Z Поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах Бусов, В.Л. Для пластически деформированных поликристаллов ГЦК-, ОЦК- и ГПУ-металлов и сплавов выполнен расчет коэффициента поглощения ультразвуковых волн (УЗВ) на всех этапах эволюции дислокационных структур, включая однородную фрагментацию. Показано, что для ГЦК- и ОЦК-металлов на акустической кривой усталости (зависимости коэффициента затухания от числа циклов) возможно появление минимума. Coefficient of the supersonic wave absorption has been calculated for plastically deformed polycrystals of BCC, FCC, FCP metals and alloys at all stages of dislocationstructure evolution, including the uniform fragmentation. It is shown that in the case of FCC and BCC metals a minimum may occur on the acoustic curve of fatigue (the dependence of attenuation factor on the number of cycles). 2005 Article Поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах / В.Л. Бусов // Физика и техника высоких давлений. — 2005. — Т. 15, № 1. — С. 112-120. — Бібліогр.: 22 назв. — рос. 0868-5924 PACS: 62.20.Fe, 62.80.+f http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/70120 ru Физика и техника высоких давлений Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
description	Для пластически деформированных поликристаллов ГЦК-, ОЦК- и ГПУ-металлов и сплавов выполнен расчет коэффициента поглощения ультразвуковых волн (УЗВ) на всех этапах эволюции дислокационных структур, включая однородную фрагментацию. Показано, что для ГЦК- и ОЦК-металлов на акустической кривой усталости (зависимости коэффициента затухания от числа циклов) возможно появление минимума.
format	Article
author	Бусов, В.Л.
spellingShingle	Бусов, В.Л. Поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах Физика и техника высоких давлений
author_facet	Бусов, В.Л.
author_sort	Бусов, В.Л.
title	Поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах
title_short	Поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах
title_full	Поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах
title_fullStr	Поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах
title_full_unstemmed	Поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах
title_sort	поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах
publisher	Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
publishDate	2005
url	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/70120
citation_txt	Поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах / В.Л. Бусов // Физика и техника высоких давлений. — 2005. — Т. 15, № 1. — С. 112-120. — Бібліогр.: 22 назв. — рос.
series	Физика и техника высоких давлений
work_keys_str_mv	AT busovvl pogloŝenieulʹtrazvukovyhvolnvplastičeskideformirovannyhpolikristallah
first_indexed	2025-07-05T19:25:28Z
last_indexed	2025-07-05T19:25:28Z
_version_	1836836222514757632
fulltext	Физика и техника высоких давлений 2005, том 15, № 1 112 PACS: 62.20.Fe, 62.80.+f В.Л. Бусов ПОГЛОЩЕНИЕ УЛЬТРАЗВУКОВЫХ ВОЛН В ПЛАСТИЧЕСКИ ДЕФОРМИРОВАННЫХ ПОЛИКРИСТАЛЛАХ Донбасская государственная машиностроительная академия ул. Шкадинова, 72, г. Краматорск, 84313, Украина Для пластически деформированных поликристаллов ГЦК-, ОЦК- и ГПУ-металлов и сплавов выполнен расчет коэффициента поглощения ультразвуковых волн (УЗВ) на всех этапах эволюции дислокационных структур, включая однородную фраг- ментацию. Показано, что для ГЦК- и ОЦК-металлов на акустической кривой ус- талости (зависимости коэффициента затухания от числа циклов) возможно по- явление минимума. Введение Известно, что коэффициент затухания УЗВ αd в поликристаллах опреде- ляется суммой коэффициентов рассеяния αs и поглощения αab. В [1] рас- смотрено рассеяние УЗВ в фрагментированных поликристаллах на границах зерен деформационного происхождения. Поглощение УЗВ определяется суммой вкладов от: термоупругого эффекта, дислокационного трения, маг- нитоупругого взаимодействия, взаимодействия с электронами проводимости и колебаниями решетки и т.д. [2,3]. В условиях пластической деформации (ПД) εpl основным вкладом поглощения, зависящим от E V ˆˆpl =ε , является дислокационное поглощение − потери на трение при колебаниях дислокаци- онных сегментов в поле распространяющейся упругой волны. В качестве элементов закрепления могут быть примесные атомы и пересечения под- вижных дислокаций при множественном скольжении [4], приводящие к об- разованию дислокационной сетки. За последние десять лет зависимость αab от ПД в мегагерцевом диапазоне УЗВ рассматривали только на ранних стадиях деформации для моно- [5] и по- ликристаллических [6] образцов чистых металлов. Основное внимание было уделено зависимости полного затухания αd и скорости распространения УЗВ от ПД во всем диапазоне значений деформаций вплоть до разрушения [7−9]. В данной работе рассмотрено поглощение УЗВ в образцах, подвергаемых цикли- Физика и техника высоких давлений 2005, том 15, № 1 113 ческому нагружению fn = 10−100 Hz с амплитудой деформации ext aε = = (0.5−4)·10−3 в условиях плоского чистого изгиба и симметричного цикла ис- пытаний. При эксклюзивном воздействии деформационной волны с частотой fn и амплитудой деформации εext < εl (см. приложение, для железа εl ≈ 7.67·10−4) элементами закрепления колеблющихся сегментов являются примесные атомы, а при εl < εext < ext aε − узлы дислокационной сетки. Характер аналогичных по- терь УЗВ является резонансным при extε < εl, где длина сегментов Ls равна среднему расстоянию между примесными атомами Lc, и при εl < ε < ext aε , где Ls равна расстоянию между узлами дислокационной сетки LN [3]. Представляет интерес для пластически деформированных поликристал- лов различных металлов и сплавов в условиях циклических испытаний про- извести расчеты αab во всем диапазоне значений E, включая область одно- родной фрагментации, в интервале частот 106−107 Hz вблизи максимума ме- ханического спектра поглощения [2,10]. Теоретическая модель В струнной модели [2,3] выражение αab имеет вид: 2 2 0 ab )( LdFaN Λω      ω ω =α . (1) Здесь a − числовой коэффициент, a = 8.686; 3 )1(2 π ν−= pc N (2) (где ν – коэффициент Пуассона, cp − скорость распространения УЗВ (p = l, t) в поликристаллах); Λ – плотность дислокаций, cm−2; ω = 2πfU, fU = 107 Hz; ω0 − собственная частота колебаний сегмента, 2/1 0 )1( 21       ν−ρ =ω G L (3) (где G − модуль сдвига, ρ − плотность материала); 1 2 0 2 0 2 2 0 2 1)( −               ω      ω ω +                 ω ω −=ω dF (4) (где d − величина демпфирования, 2b Bd πρ = , (5) Физика и техника высоких давлений 2005, том 15, № 1 114 B − коэффициент динамического торможения, P (пуаз); b − величина вектора Бюргерса). Эта теория удовлетворяет эксперименту при значениях B в пределах 0.05−0.8 mP и длине сегментов Ls = 10−5−10−7 m [3]. Из выражений (1)−(5) ясно, что все параметры, за исключением Λ и Ls ≡ L, остаются неизменными в процессе ПД. Приведем экспериментальные результаты, отражающие за- висимость Λ и L от E для четырех основных этапов эволюции дислокацион- ных структур [11]: 1. Однородное распределение дислокаций. Плотность Λ меняется в пре- делах от 106 до 108 cm−2. 2. Образование клубковых дислокационных структур (жгуты, клубки, ко- сы, кластеры и т.п.). Плотность Λ меняется в диапазоне 108−1010 cm−2. 3. Формирование ячеистой структуры с углами разориентировки ≈ 0.1°. Внутри ячеек размером 0.1−1.5 µm дислокации равномерно распределены с плотностью Λ ≈ 1011 cm−2. Внутри стенок ячеек толщиной t = 0.01−0.1 µm равномерность распределения сохраняется, но Λ в несколько раз больше. 4. Формирование однородной фрагментированной структуры. Внутри фрагментов имеет место однородное распределение дислокаций. Плотность Λ зависит от типа кристаллической решетки: для ГЦК-металлов она снижается по отношению к ячеистой структуре до ~ 1010 cm−2, для ОЦК-металлов Λ не превышает ~ 109 cm−2, для ГПУ-металлов значения Λ занимают промежуточ- ное положение. В.В. Рыбин выявил характер эволюции структурных состояний в процессе ПД: «каждое последующее структурное состояние (однородное распределение дислокаций, ячейки, фрагменты) зарождается в недрах предыдущего … лишь после того, как последнее завершит свое эволюционное развитие и стабилизиру- ется» [11, с. 57]. Следуя сказанному, предположим, что дислокационная сетка является пространственной и кубической, а длина LN может быть найдена через среднее расстояние r между однородно распределенными дислокациями [11]: Lx = Ly = Lz = r, r ≈ Λ−1/2. (6) Коэффициент динамического торможения B подробно рассмотрен в [12, c. 265]. Его значения, измеренные по подвижности индивидуальных дислокаций, составляют (в mP) 0.17−0.7 (для Cu), 0.19−0.26 (Al), 0.4 (Zn); измеренные по амплитудно-независимому внутреннему трению − 0.12−0.85 (Сu), 1.7−3.1 (Al), 0.37 (Pb). Для металлов с ОЦК-решеткой произведем оценку по кривым подвижности индивидуальных дислокаций из соотношения )( lim σν σ= ∞→σ bB , (7) где σ − приложенное напряжение, ν – скорость движения индивидуальных дислокаций. Для молибдена BMo ≈ 1.77 mP [13, с. 53], для железа BFe ≈ 1.62 mP [12, с. 233]. Физика и техника высоких давлений 2005, том 15, № 1 115 Подставим (6) в (1) и придем к следующей зависимости αab от Λ: ( ) 1 0ab )(, −ΛΛωω=α mF . (8) В работе использованы табличные значения G, ν, ρ, cl, ct, b [14] (в струн- ной модели дефекты модуля ∆G и скорости ∆c принимаются малыми [2], и зависимостями G(ω), ν(ω) в расчете пренебрегаем). Для Cu, Al, Zn, Pb, Fe, Mo значения m приведены в таблице. Таблица Металл (ml·1016)* (mt·1016)* Al 0.223−2.232 0.454−4.537 Cu 0.192−0.958 0.398−1.992 Fe 1.703 3.084 Mo 0.334 0.628 Pb 2.686 8.287 Mg 3.333 6.306 Zn* 0.337 0.657 Коэффициенты ml и mt для продольных и поперечных волн. Для Mg и Zn принимается ν = 0.3. **Для Zn взято расчетное значение G = c11 − c12/2 [10]. Результаты расчета 1. Металлы с ГЦК-решеткой До появления дислокационных сеток сегменты длиной Lс определяют значение коэффициента поглощения УЗВ исходного поликристалла in abα . На второй и третьей стадиях кривой упрочнения ПД поликристаллов осуществ- ляется по нескольким системам скольжения, что приводит к объемным дис- локационным сеткам. Если исходное состояние – отожженный поликри- сталл, то сетки возможны, начиная с образования клубковых структур – вто- рого этапа эволюции и в течение последующих этапов. Опишем предпола- гаемый ход изменения αab с помощью (6). На втором этапе αab возрастает от in abα до значений 222.38−3304.0 m−1 (для Al) и 191.78−1916.2 m−1 (для Cu), а затем монотонно убывает соответ- ственно до 2.23−45.37 m−1 и 1.92−19.92 m−1 в результате формирования ячеистой структуры. Согласно утверждению [11, с. 4] на этапе образования однородной фрагментированной структуры αab определяется выражением αab = f1α1 + f2α2, (9) где f1, α1, и f2, α2 − объемные доли и коэффициенты поглощения ячеистой и фрагментированной структур соответственно. На данном этапе f2 изменяется Физика и техника высоких давлений 2005, том 15, № 1 116 в диапазоне 0.1−0.3 и α2 монотонно растет до 22.32−451.98 m−1 (Al) и 19.16−199.12 m−1 (Cu) в зависимости от B и типа падающей волны (l, t). 2. Металлы с ГПУ-решеткой Особенности ПД поликристаллов Zn, Mg, Pb известны [15−17]: 1. ПД по одной системе скольжения всегда осуществляется совместно с поворотом зерна как целого и в приграничных зонах (зонах стесненной де- формации) путем межзеренного проскальзывания. Фрагментация как акко- модационный процесс сосредоточена в тех же приграничных зонах, причем f2 ≈ 0.01−0.1 [16,17]. 2. Повороты зерен обусловливают возникновение мелких трещин практи- чески с самого начала циклирования. Согласно (6) и (9) на этапе однородной фрагментации αab составляет 8.42−259.81 m−1 (Pb), 9.93−187.9 m−1 (Mg) и 1.06-20.8 m−1 (Zn). 3. Металлы с ОЦК-решеткой Механизм ПД и характер эволюции дислокационных структур для ОЦК- металлов такие же, как и для ГЦК-металлов. Для расчета αab используем выражения (6) и (9). Значения αab составят на данном этапе 444.4−804.3 m−1 (Fe) и 99.53−186.88 m−1 (Mo) при f2 = 0.3 для обоих типов волн. 4. Сплавы В настоящей работе ограничимся сталями после закалки и отпуска. В за- каленных сталях при одноосном растяжении образование фрагментирован- ной структуры происходит без формирования ячеистой [11, с. 74]. Плот- ность Λ монотонно возрастает от ~ 1.2·1011 cm−2 (при относительном суже- нии ψ = 0) до 5·1012 cm−2 (при ψ = 0.55). Ясно, что потерями на дислокаци- онное трение для этих сталей можно пренебречь. Известно [18, с. 158], что при отпуске сталей при температурах от 100 до 400°C плотность дислокаций снижается до 1010−1011 cm−2, а при температурах от 400 до 700°C − еще на порядок: до 109 cm−2. Анализ показывает, что при усталостных испытаниях отпущенных стальных образцов на первых трех этапах эволюции αab снижа- ется от 880.56−1595.21 m−1 до 9.2−16.7 m−1, а на этапе фрагментации − воз- растает к величине 2 in ab fα . В заключение определим влияние других видов потерь на поглощение УЗВ [2,3,19]: 1. Термоупругие потери в металлах для продольных волн при fU = 107 Hz порядка 0.01−0.54 m−1(для Pb 2.5 m−1). Для поперечных волн эти потери от- сутствуют. 2. Взаимодействие упругих волн с электронной подсистемой становится заметным при температурах ниже 10 K [2,3]. Физика и техника высоких давлений 2005, том 15, № 1 117 3. При комнатной температуре и в диапазоне частот < 108 Hz затухание упругих волн является практически температурно-независимым [3, c. 218]. 4. Экспериментальные данные о влиянии большой ПД, в частности фраг- ментации, на магнитоупругое взаимодействие в литературе отсутствуют, но отмечается [19, c. 119], что доменная магнитная структура в кремнистом же- лезе претерпевает существенные изменения, вызванные циклическим на- гружением. Обсуждение результатов и выводы Сравним расчетные значения αab, полученные для пластически деформи- рованных поликристаллов вышеназванных металлов и сплавов, с экспери- ментальными значениями αs [20,21] недеформированных поликристаллов при средней величине зерен D = 30−60 µm и fU = 107 Hz. Определим совме- стное влияние рассеяния и поглощения на характер теоретической акустиче- ской кривой усталости [1] – зависимости αd от числа циклов Nc. 1. На первом этапе эволюции дислокационных структур поглощение вы- звано колебаниями дислокационных сегментов на примесных атомах и αab << αs для всех металлов, кроме Mg. 2. На втором этапе для отожженных ГЦК- и ОЦК-металлов αab испыты- вает положительный скачок [αab] < αs. Для ГПУ-металлов дислокационные сетки не возникают, и αd(Nc) вырождается в плато (отсутствие скачка): а) при комнатной температуре для Pb; б) при 100−200°C и выше – для Mg и Zn. 3. На третьем этапе ячеистой структуры соотношение αab << αs имеет ме- сто для всех без исключения металлов. 4. На этапе однородной фрагментированной структуры рассеяние и дис- локационное поглощение как составляющие затухания являются противопо- ложно направленными, конкурирующими факторами. Если согласно [1] αs снижается в 1.5−2.6 раза, то αab возрастает на один-два порядка. Для ГЦК- и ОЦК-металлов рост αab в основном определяется значениями динамическо- го торможения B и объемной доли f2. Для этих металлов совместное влияние αs и αab может привести либо к выходу на плато, либо к появлению мини- мума на αd(Nc). Существование нескольких форм акустической кривой уста- лости может быть вызвано относительно большим разбросом B вследствие различных причин: неоднородного распределения дислокаций леса по объе- му образца, экспериментальными погрешностями и т.д. Форма минимума αd(Nc) определяется, по-видимому, также степенью силового воздействия. Для ГПУ-металлов, в частности для Pb, влияние дислокационного поглоще- ния на порядок превышает термоупругие потери (данные о αs для Pb и Zn в литературе отсутствуют); для Mg значения αab и αs [20] − величины одного порядка, что может привести к существованию минимума на акустической кривой усталости. Физика и техника высоких давлений 2005, том 15, № 1 118 5. Для сталей важную роль играет исходная структура. Для закаленных сталей влияние αab на характер акустической кривой усталости незначи- тельно. Для отпущенных сталей на первых трех этапах эволюции имеет ме- сто монотонное снижение αab на один-два порядка, на этапе однородной фрагментации − возврат к значению 2 in ab fα . Приложение Рассмотрим влияние примесных атомов на дислокационное поглощение УЗВ, в частности атомов углерода в α-Fe, при вышеуказанных значениях силовых и частотных характеристик и комнатной температуре. Примесные атомы и сегменты дислокационной сетки являются потенциальными барье- рами для подвижных дислокаций. Оценим степень их воздействия на под- вижные дислокации с помощью среднего времени термически активируемо- го преодоления барьера τac [11, c. 161]:       σ τ=τ kT U )(exp0ac , (П.1) где 1 0 −=τ df (fd – частота колебаний дислокаций под действием теплового движения атомов, fd ∼ 1011 s−1 [15, c. 137]); axLbUU ∆σ−=σ 0)( , (П.2) U0 – высота потенциального барьера, ∫ ∞ ∞− = xxFU d)(0 , (П.3) F(x) – сила взаимодействия как функция расстояния x вдоль направления li в плоскости скольжения с нормалью nj; σ − величина сдвигового напряжения в системе скольжения (li, nj), j U ijiji nl )( ext σ+σ=σ , (П.4) где ext ijσ − тензор внешнего силового напряжения; ext 21 ext 12 σ=σ = (0.5−4)·10−3G; U ijσ − тензор напряжения, возникающего в УЗВ; при жидкостной связи пье- зопреобразователя с образцом амплитудное значение U U a P~σ , где PU − ам- плитуда звукового давления в жидкости, PU = ρwcwωUu0, u0 – амплитуда смещения частиц, u0 = 1·10−10 m [22, с. 30]; PU ≈ 103 N/m2; ∆x – ширина энергетического барьера; La – длина отрезка дислокации, принимающего участие в активации. Для примесных атомов U0 равна энергии взаимодействия атомов углерода или азота с дислокацией, U0 ≈ 0.55 eV [15, c. 133]; GFe = 4.8·1010 N/m2 [14, с. 37]; Физика и техника высоких давлений 2005, том 15, № 1 119 La = ∆x = 3b = 1.5·10−9 m; 2/12 FeFe         ρ ρ ≈σ ww UU a c Pc = 4.15·103 N/m2; U aσ ≈ 10−7G, где сFe≡ ct = 3.23·103 m/s [14], ρFe = 7.87·103 kg/m3 [14] и axLb∆σ = 0.675 eV, kT = 2.53·10−2 eV. Отсюда из (П.1) τac ≈ 7.43·10−14 s. Аналогично для атомов Cu, растворенных в матрице Al, Al − в Cu, Mg и Zn значения U0 ~ 0.1−0.3 eV [15, с. 133] и величины τac малы по сравнению с τ0. В отношении вакансий отметим, что радиальные смещения вокруг вне- дренного атома примерно в 6 раз больше, чем вокруг вакансии [4, с. 181], и энергия взаимодействия дислокации с вакансией Wi = U0 ≤ 0.015 eV, т.е. влиянием вакансий можно пренебречь. Для пересечений дислокаций U0 определяется суммой Wc и We.f., где Wс − энергия взаимодействия ядер дислокаций, Wc ≈ aGb3, a = 0.1−0.2 [4, с. 248], например для железа Wc ≈ 7.49 eV; энергия взаимодействия упругих полей дис- локаций We.f. зависит от типа дислокаций, образующих сетку, характера пересе- чений (от притягивающихся или отталкивающихся соединений), углов встречи дислокаций, пересекающихся плоскостей и т.д. [4, с. 200]. Энергия We.f. может изменяться от нуля до значений порядка aLGb2 2 1± . При La = 20−100 Å, ..max feW ≈ 83 eV, при ∆x > 20b, σb∆xLa ≈ 6.7−13.4 eV. При We.f. = 0 и U(σ) > > 0.24 eV, где σ ≥ 2.24·10−3G время активации τac ~ T0, где T0 − период УЗВ. Из соотношения 510)(exp ≥      σ kT U , (П.5) при котором τac << T0, найдем предельное значение \|σl\|, ниже которого не происходит отрыв подвижных дислокаций от атомов углерода или азота: σl ≈ εlG = 7.67·10−4G, и длина колеблющихся сегментов резко сокращается до значений 31 c ar ≈ , [15, c. 155], где r − расстояние между атомами углеро- да в решетке, c − объемное содержание углерода, a − параметр решетки. При c = 0.1−0.15% значение r ≈ 3a. Отметим, что в данном расчете влиянием из- вестных атмосфер примесей и корреляционных эффектов между примесными атомами (образование зон) при циклических испытаниях пренебрегаем. 1. В.Л. Бусов, Т.Д. Шермергор, ФТВД 12, № 1, 60 (2002). 2. В.С. Постников, Внутреннее трение в металлах, Металлургия, Москва (1969). 3. Р. Tpуэлл, Ч. Эльбаум, Б. Чик, Ультразвуковые методы в физике твердого тела, Мир, Москва (1972). 4. Л.И. Миркин, Физические основы прочности и пластичности (введение в тео- рию дислокаций), Изд-во МГУ, Москва (1968). Физика и техника высоких давлений 2005, том 15, № 1 120 5. A.J. Eiras Jose, Alloys and Compounds 310, 68 (2000). 6. S. Hagayoshi, O. Hirotsugu, H. Masahiko, J. Jap. Inst. Mel. 62, 820 (1998). 7. Б.С. Семухин, К.И. Бушмелева, А.Б. Зуев, Металлофизика и новейшие техноло- гии 20, № 5, 68 (1998). 8. С.В. Коновалов, С.Н. Горлова, О.С. Лейкина, О.В. Соснин, В.В. Целлермайер, В.Е. Громов, в сб.: Материалы 3-й Всероссийской научно-технической конфе- ренции «Новые химические технологии: производство и применение», Пенза (2000), с. 25−26. 9. O. Hirotsugu. M. Yoshikiyo, H. Masahiko, J. Appl. Phys. 91, 1849 (2002). 10. Л.А. Шувалов, А.А. Урусовская, И.С. Желудев и др., Современная кристаллогра- фия. В 4 т. Т. 4. Физические свойства кристаллов, Наука, Москва (1981). 11. В.В. Рыбин, Большие пластические деформации и разрушение металлов, Ме- таллургия, Москва (1986). 12. В.И. Альшиц, В.Л. Инденбом, в сб.: Динамика дислокаций, Наукова думка, Киев (1975). 13. Е.Б. Лейко, Э.М. Надгорный, в сб.: Динамика дислокаций, Наукова думка, Киев (1975). 14. Таблицы физических величин, Справочник, И.К. Кикоин (ред.), Атомиздат, Мо- сква (1976). 15. Р. Хоникомб, Пластическая деформация металлов, Мир, Москва (1972). 16. В.Е. Панин, Т.Ф. Елсукова, в сб.: Синергетика и усталостные разрушения ме- таллов, В.С. Иванова (ред.), Наука, Москва (1989). 17. В.Е. Панин, В.А. Лихачев, Ю.В. Гриняев, Структурные уровни деформации твердых тел, Наука, Новосибирск (1985). 18. Г.В. Курдюмов, Л.М. Утевский, Р.И. Энтин, Превращения в железе и стали, Наука, Москва (1977). 19. С. Коцаньда, Усталостное растрескивание металлов, Металлургия, Москва (1990). 20. Л.Г. Меркулов, Изв. ЛЭТИ 31, 4 (1957). 21. Л.Р. Федорова, в сб.: Контроль надежности изделий с помощью ультразвука, Труды Харьковского авиационного института, Киев (1964). 22. И.Н. Ермолов, Н.П. Алешин, А.И. Потапов, Неразрушающий контроль. Акусти- ческие методы. Кн. 2, Высшая школа, Москва (1991). V.L. Busov ABSORPTION OF SUPERSONIC WAVES IN PLASTICALLY DEFORMED POLYCRYSTALS Coefficient of the supersonic wave absorption has been calculated for plastically de- formed polycrystals of BCC, FCC, FCP metals and alloys at all stages of dislocation- structure evolution, including the uniform fragmentation. It is shown that in the case of FCC and BCC metals a minimum may occur on the acoustic curve of fatigue (the de- pendence of attenuation factor on the number of cycles).

Поглощение ультразвуковых волн в пластически деформированных поликристаллах

Institution

Ähnliche Einträge