Влияние криогенных температур и высокого вакуума на

ВИАМ/1992-201117
Влияние криогенных температур и высокого
вакуума на циклическую прочность плит
алюминиево-литиевого сплава 1460
Н.М. Гринберг
Е.Н. Алексенко
Л .Ф. Яковенко
И.Н. Фридляндер
А.М. Дриц
И.П. Жегина
Т.В . Крымова
Июнь 1992
Всероссийский институт авиационных материалов (ФГУП
«ВИАМ» ГНЦ РФ) – крупнейшее российское государственное
материаловедческое предприятие, на протяжении 80 лет
разрабатывающее и производящее материалы, определяющие
облик современной авиационно-космической техники. 1700
сотрудников ВИАМ трудятся в более чем 30 научноисследовательских лабораториях, отделах, производственных
цехах и испытательном центре, а также в 4 филиалах
института. ВИАМ выполняет заказы на разработку и поставку
металлических и неметаллических материалов, покрытий,
технологических процессов и оборудования, методов защиты
от коррозии, а также средств контроля исходных продуктов,
полуфабрикатов и изделий на их основе. Работы ведутся как по
государственным программам РФ, так и по заказам ведущих
предприятий авиационно-космического комплекса России и
мира.
В 1994 г. ВИАМ присвоен статус Государственного
научного центра РФ, многократно затем им подтвержденный.
За разработку и создание материалов для авиационнокосмической и других видов специальной техники 233
сотрудникам ВИАМ присуждены звания лауреатов различных
государственных премий. Изобретения ВИАМ отмечены
наградами на выставках и международных салонах в Женеве и
Брюсселе. ВИАМ награжден 4 золотыми, 9 серебряными и 3
бронзовыми медалями, получено 15 дипломов.
Возглавляет институт лауреат государственных премий
СССР и РФ, академик РАН, профессор Е.Н. Каблов.
Статья подготовлена для опубликования в журнале «Проблемы
прочности», № 2, 1993 г.
Электронная версия доступна по адресу: www.viam.ru/public
Влияние криогенных температур
и высокого вакуума на циклическую прочность
плит алюминиево-литиевого сплава 1460
Н.М. Гринберг, Е.Н. Алексенко, Л.Ф. Яковенко,
И.Н. Фридляндер, А.М. Дриц, И.П. Жегина, Т.В. Крымова
Исследованы циклическая долговечность и фрактография образцов
упрочненного старением алюминиево-литиевого сплава 1460, вырезанных из
плит в продольном направлении, в условиях асимметричного растяжения
(R=0,1) и частоты 25 Гц при температуре 293 К на воздухе, при 293, 90 и
15 К в высоком вакууме и при 4 К в жидком гелии.
Установлено, что долговечность сплава под воздействием высокого вакуума
при комнатной температуре возрастает в 2–3 раза, предел выносливости
остается без изменений. При этом характер разрушения образцов в макро- и
микромасштабе
изменяется
существенно.
На
воздухе
отмечается
внутризеренное разрушение по плоскостям скольжения путем нормального
отрыва с зарождением у выхода на поверхность образца высотных плоскостей,
макроплоскость разрушения лежит в плоскости, перпендикулярной оси образца.
В вакууме разрушение начинается в месте выхода на поверхность образца
поперечного направления плиты и происходит как межзеренным отрывом по
границам дискообразных плоскостей, так и путем поперечного сдвига
между ними в макроплоскости, расположенной под острым углом к оси
образца.
С понижением температуры от 293 до 15 К долговечность во всем
интервале напряжений и ограниченный предел выносливости существенно
возрастают. Микромеханизм зарождения роста трещины при этом не
изменяется, лишь появляется вторая макроплоскость долома. Долговечность
в жидком гелии оказалась такой же, как и в высоком вакууме при
температуре 15 К, а разрушение было аналогичным разрушению на воздухе,
но в отличие от последнего носило межсубзеренный характер в зоне долома.
Обсуждаются механизмы разрушения, их зависимость от среды и
температуры связывается с особенностями субструктуры сплава и
характером скольжения в этих условиях.
Cyclic durability and fractography of a sample of the aging-reinforced
aluminium-lithium alloy 1460 cut out from the plates in longitudinal direction are
studied under conditions of asymmetrical tension (R=0,1) and frequence 25 Hz at
the temperature 293 K in the air, at 293, 90 and 15 K in high vacuum and at 4 K in
liquid helium.
It is established that durability of the alloy under the action of high vacuum at
root temperature increases two-three times durability remains the same. Failure
mode of samples in macro- and microscales changes considerably in this case.
One observes an innergrain failure by the slide planes by a normal separation in
the air with initiation of height planes near the output to the surface, macroplane
of the failure lies in the plane perpendicular to the sample axis. Failure in vacuum
begins in the place of the transversal plate direction coming out to the sample
surface and proceeds both by intergrain separation by the boundaries or disc-like
planes and by means of a transversal shear between them in the macroplane
located at the acute angle to the sample axis.
With a temperature decrease from 293 to 15 K durability in the whole stress
range and a restricted fatigue range essentially increase. Micromechanism of the
crack growth does not change in this case only a second macroplane of the final
failure appears. Durability in the liquid helium is the same as in high vacuum at
15 K while failure is analogous to that in the air but in contrast to the latter is of a
intersubgrain mode in the final failure zone. Failure mechanisms are discussed.
Their dependence on the environment and the temperature are associated with
peculiarities of the alloy substructure and sliding character in these conditions.
Вследствие благоприятного сочетания в алюминийлитиевых сплавах низкой
плотности, высоких значений модуля упругости и механических характеристик
по сравнению с традиционными высокопрочными алюминиевыми сплавами к
ним в последнее время проявляется значительный интерес как к материалам
авиационной
и
космической
техники.
Эти
сплавы
представляются
перспективными для использования в деталях и узлах криогенной техники
благодаря сочетанию высокой прочности и вязкости разрушения при низких
температурах [1–4]. В связи с этим приобретает актуальность изучение
усталостных характеристик указанного класса материалов в условиях низких
температур, поскольку данные по этой проблеме весьма ограничены [1, 5].
Цель настоящей работы – определение циклической долговечности,
предела ограниченной выносливости и особенностей разрушения сплава
1460 (системы Al–Cu–Li) в интервале температур 293–4,2 К.
Материал и методика исследования
Для проведения усталостных испытаний выбраны плиты из сплава 1460
толщиной 20 мм, который проходил механо-термическую обработку после
прокатки путем закалки с температуры 533°С в воду с последующим
растяжением на 2,1 и 2,9% и старения при температуре 160°С в течение 24 ч.
Химический состав сплава следующий: Al – соснова, Сu – 2,8%; Li – 2,15%;
Zr – 0,09%; Sc – 0,08%; Fe – 0,04%; Si – 0,07%. Механические свойства
сплава приведены в таблице.
Т, К
293
77
20
σ в , МПа
550
600
760
Механические свойства сплава 1460
σ 0,2 , МПа
δ, %
480
8,0
520
9,5
540
12,0
В результате термической обработки в сплаве формируется сложная
многофазная структура. Внутри зерен относительно равномерно распределяется
равновесная упорядоченная фаза Al3Sc в форме дисков, а также сферические
фазы δ΄(Al3Li) и β΄(Al3Zr). Эти же фазы более крупных размеров крайне
неоднородно располагаются на границах зерен; они отмечаются в виде
небольших скоплений и не во всех зернах. Скандий содержится и в
композитных двухслойных частицах, сердцевина которых состоит из Al3Sс, а
оболочка из Al3Li. Кроме них встречаются частицы фазы T1(Al2CuLi) в виде
стержней, которые распределяются внутри зерен относительно равномерно, а
по границам зерна образуют прерывистую цепочку. Фаза
θ1(Al2Сu)
обнаруживается на границах зерен только в отдельных участках сплава.
Из плиты были изготовлены цилиндрические образцы, ось которых
совпадала с направлением прокатки L. Рабочая часть образца имела диаметр
5 мм при длине 15 мм и радиусах выхода на нерабочую часть по 3,5 мм.
Нагружение образцов осуществляли при циклическом растяжении с
коэффициентом асимметрии цикла R=0,1 и частоте нагружения 25 Гц (на
базе 1∙106 цикл ). Эксперименты проводили на двух установках, одна из
которых предназначена для испытания образцов в высоком вакууме [6] , а
вторая – в криогенных средах [7]. Средой для испытаний служили
лабораторный воздух, высокий вакуум и жидкий гелий.
Методика сравнительных испытаний на воздухе и в вакууме при комнатной
и низких температурах позволяет выявить раздельный вклад среды и
температуры в циклическую долговечность. Долговечность образцов в высоком
вакууме определяли при температурах 293, 90 и 15 К (в ненагруженном
состоянии). Температуру измеряли с помощью дифференциальной термопары
Сu–(Сu–Fe), механически укрепленной на рабочей поверхности образца.
Установлено, что нагрев образца при максимальных амплитудах напряжений
составляет примерно 10 К, при минимальных – примерно 4–5 К. Наряду с
долговечностью изучали фрактографию образцов посредством оптической
(увеличение до 100 крат) и растровой электронной микроскопии на
электронном микроскопе РЭМ200 (увеличение от 20 до 3200 крат).
Результаты и их обсуждение
На рис. 1 приведены данные о циклической долговечности сплава 1460 в
виде ограниченных кривых усталости (база 1∙106 цикл) на воздухе, в вакууме
при температурах 293, 90 и 15 К и в жидком гелии. Из сопоставления кривых,
полученных на воздухе и вакууме при комнатной температуре, следует, что
долговечность сплава в вакууме в 2–3 раза выше, чем на воздухе, во всем
исследуемом интервале амплитуд напряжений. Снижение температуры от 293
до 15 К в условиях вакуума приводит к значительному росту долговечности.
Taк, при напряжении 400 МПа такой рост составил примерно 20 раз.
Долговечность в жидком гелии оказалась такой же, как и в вакууме при 15 К.
Рисунок 1. Кривые усталости сплава 1460 в зависимости
от температуры и среды: 1 – Т=293 К, воздух; 2 – Т=293 К , вакуум;
3 – Т=90 К, вакуум; 4 – Т=15 К, вакуум; 5 – Т=4,2 К, жидкий гелий
При анализе изломов образцов, использованных для построения кривых
σ–N, обращают на себя внимание существенные различия в макроскопичесхом
характере и микромеханизме разрушения, зависящие от среды и температуры.
Плоскость излома образцов, деформируемых на воздухе, макроскопически
перпендикулярна оси образца (рис. 2, а). Очаг расположен в этой плоскости на
пересечении диаметральной секущей, лежащей в высотном направлении,
с поверхностью образца и имеет вид матового пятна, размер которого
увеличивается с уменьшением напряжения (А на рис. 2, а). От очага в
диаметральном направлении отходит полосовой рельеф, выступающий из
плоскости излома перпендикулярно к ней в продольном направлении. Такие
изломы относятся к типу I. При электронно-фрактографическом исследовании в
них выявлено разрушение по удлиненным плоским фасеткам, окруженным
участками с ярко выраженным рельефом (рис. 3, а). Иногда здесь проявляются
слабо выраженные бороздки (рис. 3, б). При удалении от очага встречаются
участки
межсубзеренного
разрушения
(рис.
3,
в).
Долом
в
этих
условиях (при температуре 293 К) происходит по удлиненным фасеткам с
большой пластической деформацией (рис. 3, г). В таких условиях разрушение
преимущественно внутризеренное, с признаками обычного усталостного
разрушения по модели раскрытия трещины нормальным отрывом (KI).
Рисунок 2. Изломы усталостных образцов, разрушенных
в различных условиях: а – I тип; б – IIа тип; в – IIб тип
Рисунок 3. Электронно-фрактографическая картина разрушения
образца на воздухе при температуре 293 К (тип излома I):
а – очаг разрушения; б – l=0,6 мм; в – l=0,6 мм; г – долом
Характер излома образцов, разрушенных в вакууме при температуре
293
К,
существенно
отличается.
Основной
его
особенностью
в
макроскопическом масштабе является расположение очага разрушения
перпендикулярно очагу в изломах типа I (Б на рис. 2, б), т.е. в месте выхода
на поверхность образца секущей, лежащей в поперечном направлении. При
этом плоскость излома расположена под острым углом (≈30°) к оси образца.
Макроскопически
чешуйчатых
поверхность
слоев,
излома
перпендикулярных
имеет
к
вид
концентрических
общему
направлению
распространения трещины. Такие изломы обозначим как тип IIа. Их
микрофрактографическая картина характеризуется появлением плоских
площадок с гладкой бесструктурной поверхностью, свидетельствующей о
межзеренном разрушении (рис. 4, а, б). Эти площадки перерезаются иногда
поперечными
трещинами,
которые
на
скосах
часто
пластически
деформированы и имеют округлую форму (рис. 4, в). Наряду с ними во
многих участках наблюдаются удлиненные фасетки со следами сдвига
(рис. 4, г), свидетельствующие о раскрытии трещины по модели K II .
Рисунок 4. Электронно-фрактографическая картина разрушения образца
в вакууме при температурах 293 (а–в) и 90 К (г) (тип излома IIа):
а – очаг разрушения; б – l=2,0 мм: в – l=2,0 мм; г – долом по скосу
Фрактографическая картина образцов, деформированных в вакууме при
293 К, позволяет заключить, что в этом случае разрушение происходит
двояко: по плоским бесструктурным межзеренным (межсубзеренным)
границам дискообразных плоскостей в поперечном направлении и путем
внутризеренного сдвига в высотном направлении при переходе от одной
межзеренной границы пакета плоскостей к другой.
Второй разновидностью сдвига (тип IIб) является «двойной косой» излом,
имеющий вид клина (рис. 2, в). В этом, как и в предыдущем случае,
разрушение начинается от весьма малой площадки в месте выхода
поперечных плоскостей на поверхность образца путем сдвига в двух
наклонных плоскостях, почти симметричных друг другу. Такой вид излома
свойствен образцам, деформированным в вакууме при низких температурах
(90
и
15
К)
в
низкоамплитудной
области
нагружения.
При
высокоамплитудном нагружении в этих условиях образуются изломы типа I.
Переходный характер изломов от типа I к типу IIб с уменьшением
амплитуды напряжения наиболее ярко проявляется в случае деформирования
в вакууме при температуре 90 К. В этих условиях изломы некоторых
образцов с долговечностью, близкой к 1∙105 цикл, имеют два очага,
расположенных под углом 90°, и каждый из них является началом
разрушения определенного типа: один по типу I, другой – по типу II. В этих
случаях микростроение указанных частей изломов соответствует своему
макроскопическому типу излома (рис. 5). Тип излома I характерен также для
образцов, разрушенных в жидком гелии во всем исследованном интервале
напряжений. Микростроение изломов также соответствует этому типу
(рис. 6, а). Отличие образцов, разрушенных в жидком гелии, от образцов,
деформированных на воздухе при температуре 293 К, состоит лишь в
преимущественной межсубзеренной структуре зоны долома при гелиевой
температуре (рис. 6, б). При этом следует отметить, что значения
долговечности в жидком гелии и в высоком вакууме при температуре 15 К
одинаковы, тогда как макро- и микростроение изломов в низкоамплитудной
области существенно различно: в первом случае тип I, во втором – IIб.
По-видимому, совпадение долговечностей не является обязательным,
поскольку различаются механизмы разрушения, окружающая среда и
температура.
Рисунок 5. Электронно-фрактографическая картина разрушения образца
в вакууме при температурах 90 К (а, б) и 15 К (в, г) (тип излома IIб):
а – l=1,3 мм; б, в – cкoc; г – l=1 мм от очага типа I
Рисунок 6. Электронно-фрактографическая картина разрушения образца
в жидком гелии (тип излома I): а – l=0,3 мм; б – долом
Обсуждение результатов
Как
известно
из
более
ранних
исследований
[8–
10], долговечность алюминия и его сплавов в высоком вакууме возрастает по
сравнению с долговечностью на воздухе, и в этом смысле рассматриваемый
сплав 1460 не является исключением. Увеличение долговечности последнего
в вакууме существенно меньше (всего в 2–3 раза) по сравнению
с алюминиевыми сплавами других систем. В то же время увеличение
долговечности под влиянием низких температур в этом сплаве происходит в
значительно большей степени. По этим данным можно однозначно судить о
раздельном влиянии среды и температуры на долговечность.
Нетривиальным результатом работы служит факт изменения вида излома
при
варьировании
среды
и
температуры
вследствие
влияния
этих
условий нагружения на механизм зарождения и роста усталостной трещины.
При переходе от воздушной среды к высокому вакууму в условиях
комнатной температуры тип излома меняется от I к IIа. При этом зарождение
разрушения перемещается от места выхода на поверхность образца
высотного направления плиты к месту выхода поперечного, а характер
разрушения
меняется
от
внутризеренного
с
большой
пластической
деформацией в макроплоскости нормальных напряжений к смешанному в
макроплоскостях сдвиговых напряжений.
С понижением температуры от 293 до 15 К в вакууме микромеханизм
разрушения в низкоамплитудной области сохраняется одинаковым, хотя
макроскопически излом становится «двойным». Долом происходит в двух
сдвиговых плоскостях, расположенных под острым углом друг к другу. При
напряжениях высокоамплитудной области макроскопический характер
излома такой же, как и на воздухе, а микроскопически разрушение
становится преимущественно межзеренным. Таков же характер разрушения
образцов, нагруженных в жидком гелии.
Изменение макроплоскости разрушения при увеличении глубины
вакуума наблюдали ранее при циклическом кручении армко-железа в
низкоамплитудной области [11], но в этом случае оно было обусловлено
переходом от многоочагового зарождения к одноочаговому без изменения
микромеханизма разрушения. Отмечаемые в сплаве 1460 закономерности
имеют иной характер и, по-видимому, другую природу. Их, на наш взгляд,
следует связать с сильной анизотропией сплава и сложной исходной
субмикроструктурой, претерпевающей определенные изменения в условиях
циклического нагружения.
Как
известно
из
литературных
данных
[12–15],
модель пластической деформации и разрушения в сплавах Аl–Li–Сu–Zr
существенным образом определяется конкурирующим влиянием на эти
процессы различных интерметаллидных фаз внутри зерен и на их границах.
Частицы фаз внутри зерен стимулируют плоскостное скольжение и
внутризеренное разрушение. Процесс формирования резко выраженных
прямолинейных полос скольжения происходит вследствие перерезания
частиц когерентной δ΄-фазы дислокациями, их перехода в твердый раствор и
образования зон, свободных от упрочняющих выделений. Подобный
процесс,
обусловленный
взаимодействием
мелких
когерентных
упрочняющих выделений с движущимися дислокациями и приводящий к
формированию прямолинейных устойчивых полос скольжения, характерен
для
многих
сплавов, подвергающихся циклическому нагружению в
низкоамплитудной области, например для Аl–Сu [16], никелевых [17],
магниевых [18] и др.
В то же время выделение δ-частиц на границах зерен может привести к
локализации деформации на этих границах и межзеренному разрушению.
Такому же характеру разрушения способствует высокая плотность частиц
Т- или θ-типов на границах зерен, а также образование микропор на
большеугловых границах. Подобные явления наблюдались на сплаве,
близком к сплаву 1460 по химическому составу при оптимальном режиме
старения [13]. Реализация вкутризеренного усталостного разрушения в
устойчивых
полосах
либо
межзеренного
разрушения
зависит
от
предпочтительного процесса микропластической деформации в какой-либо
из этих областей.
Анализ макро- и микростроения изломов образцов, деформированных на
воздухе,
показывает,
что
разрушение
является
преимущественно
внутризеренным и проходит по L-S-плоскостям (рис. 3). По-видимому, это
результат скольжения в данных плоскостях, ослабленных движением в них
дислокаций и перерезанием когерентных частиц.
В вакууме характер разрушения принципиально меняется: разрушение
начинается в месте выхода на поверхность образца поперечного направления и
происходит по плоскостям межзеренных границ с проскальзыванием по
высотному направлению от одной межзеренной плоскости к другой. Такое
изменение механизма разрушения может быть объяснено следующим образом.
Как показано ранее на меди [19] и на упрочненном старением магниевом
сплаве [18], циклическое деформирование в вакууме приводит к более
равномерному распределению устойчивых полос скольжения в этих
условиях
в
отличие
от
их
концентрации
на
воздухе.
При
этом
предполагалось, что гомогенизация скольжения в высоком вакууме
обусловлена облегчением действия поверхностных и приповерхностных
дислокационных источников по сравнению с таковым на воздухе, где эти
источники запираются вследствие адсорбции активных атмосферных газов
на поверхностях образца и микротрещины. По аналогии с этими материалами
с плоскостным скольжением можно предположить, что и в сплаве 1460 на
воздухе скольжение концентрируется в плоскостях, лежащих вдоль
направления прокатки, где преимущественно концентрируются δ΄-частицы, и
микротрещина зарождается в месте выхода полос на поверхность образца. В
результате скольжение является преимущественно внутризеренным, трещина
продвигается обычным для усталости механизмом раскрытия трещины по
модели отрыва (K I ), при этом формируется излом типа I.
В вакууме скольжение происходит более гомогенно, каждая из полос
концентрирует
существенно
меньшую
пластическую
деформацию,
вследствие чего пластическая деформация на границах зерен в продольных
плоскостях, где также выделяются сдвигаемые частицы δ΄-фазы, оказывается
преимущественной. В результате микротрещины зарождаются на границах
зерен
в
месте
выхода
этих
плоскостей
на
поверхность
образца.
Распространение макротрещины происходит путем хрупкого межзеренного
разрушения по границам зерен в этих блинообразных высотных плоскостях
по механизму отрыва в окрестности вершины трещины. Переход в
очередную высотную плоскость сопровождается образованием ступеньки по
сдвиговому механизму. Такой ступенчатый характер роста усталостной
трещины приводит к формированию косого излома (тип II).
Как было показано на меди [20], при снижении температуры
концентрация и характер скольжения изменяются. Можно полагать, что это
свойственно и другим сплавам с плоскостным характером скольжения, в
частности
рассмотренному
сплаву
1460.
Увеличение
концентрации
скольжения и изменение его характера при понижении температуры в
вакууме может привести к наблюдаемому переходу к прямому излому в
высокоамплитудной
области
и
к
появлению
второго
очага
при
низкоамплитудном нагружении. Образование макроскопического двойного
косого излома обусловлено, по-видимому, уменьшением критического
размера усталостной трещины, приводящей к хрупкому разрушению.
Следует заметить, что характер разрушения в вакууме при 15 К и в
жидком гелии при 4,2 К, особенно в низкоамплитудной области,
существенно различен. Переход от излома типа IIб к типу I в жидком гелии
может быть обусловлен как более низкой температурой, так и наличием
криогенной жидкости, которая хотя и является нейтральной, но отличается от
среды
высокого
вакуума
физическими
свойствами.
Возможно,
что
в жидком гелии не происходит гомогенизация скольжения, как в вакууме, а
оно остается локализованным в устойчивых полосах. Основательность этого
предположения подтверждается увеличением склонности к локализации
плоскостного скольжения при понижении температуры [20].
Список литературы:
1. Cryogenic mechanical properties of Al–Cu–Li–Zr alloy 2090 / J. Glazer, S.I. Verzasconi,
E.N.C. Dalder e. a. // Adv. Cryo. Eng. – 1986. – 32. – P. 397–404.
2. Glaser J., Morris J.W., Nich T.G. Tensile behaviour of superplastic Al–Cu–Li–Zr alloy 2090
at cryogenic temperatures // Ibid. – 1987. – 34. – P. 291–298.
3. On the fatigue toughness of aluminium-lithium alloy 2090-T8E41 at ambient and cryogenic
temperatures / Rao K.T. Venkateswara, H.F. Rayashigatani, W.Ya, R.O. Ritchie // Scripta
Met. – 1988. – 22, №1. – P. 93–98.
4. Venkateswara Rao K.T., Yu W., Ritchie R.O. Cryogenic toughness of commercial
aluminium-lithium alloys: role of delamination toughness // Met. Trans. A. – 1989. – 20A,
№3. – P. 485–497.
5. Fatigue strength of Al–Cu–Li alloy at temperatures 293-4 R / J.N. Fridlyander, N.M.
Grinberg, V.A. Serdyuk e. a. // Sixth Intern. Al–Li Confer., 7–11 okt.1991, F.R.G. – 1991. –
P. 214.
6. Яковенко Л.Ф., Алексенко Е.И., Рыбалов В.И. Машина для испытаний материалов на
усталость в вакууме в интервале температур 293–11 К // Хим. и нефт. машиностроение
– 1990. – №2 – С. 16–17.
7. Абушенков И.Д., Чернецкий В.К., Ильичев В.Я. Установка для испытаний на
усталость при криогенных температурах // Завод. лаб. – 1986. – 52, №12. – С. 59–63.
8. Shen Y., Podlaseck S.E., Kramer J.R. Effect of vacuum on the fatigue life of aluminium //
Acta Met. – 1966. – 14, N 3. – P. 341–346.
9. Verkin B.J., Grinberg N.M. The effect of vacuum on fatigue behaviour of metals and alloys
// Mater. Sci. and Eng – 1979. – 41, N 2. – P. 149–181.
10. Особенности пластической деформации в приповерхностных слоях при усталостном
нагружении алюминиевого сплава АМг6 на воздухе и в вакууме / В.А. Сердюк,
Н.М. Гринберг, А.М. Гавриляко и др. // Металлофизика. – 1990. – 12, №3. – С. 78–84.
11. Гринберг Н.М. Влияние вакуума на развитие усталостного разрушения железа при
разных амплитудах деформации // Пробл. Прочности. – 1975. – №11. – С. 100–104.
12. Deformation and fracture of Al–Li base alloys / W.S. Miller, M.P. Thomas, D.J. Lloyd,
D. Clever // Proc. 3rd Int. Conf. Aluminium-Lithium alloys, Oxford, 1985. – P. 584–594.
13. Microscopic and macroscopic aspects of fracture in lithium-contaiming aluminium alloys/
S. Suresh, A.K. Vasudevan, M. Tosten, P.R. Howell // Acta Met. – 1987. –35, N 1. –
P. 25–46.
14. Sanders Т.Н., Starke E.A. The effect of slip distribution on the monotonic and cyclic
ductility of Al–Li binary alloys // Ibid. – 1982. – 30, N 5. – P. 927–939.
15. Cregson P.J., Flower H.M. Microstructural control of toughness in aluminium-lithium alloys
// Ibid. – 1985. – 33, N 3. – P. 527–537.
16. Calabrese C., Laird C. High strain fatigue fracture mechanisms in two phase alloys // Met.
Trans. 1974. – 5, №8. – P. 1785–1792.
17. Gräf M. Einflus der microskopischen Inhomoninität der plastischen Verformung auf die
Auslosung von Ermudungstrissen // Zeit. für Metall. – 1979. – 70, N 10. – S. 690–695.
18. Особенности усталостного разрушения магниевого сплава МА12 на воздухе и в
вакууме / Н.М. Гринберг, В.А. Сердюк, И.Я. Остапенко, И.М. Любарский // Физ.-хим.
механика материалов. – 1977. – №6 – С. 61–66.
19. Гринберг Н.М., Алексенко Е.И. Любарский И.М. Влияние вакуума на различные
стадии усталостного разрушения меди // Физика металлов и металловедение. – 1972. –
34, вып. 6. – С. 1259–1263.
20. Yakovenko L.F., Grinberg N.М. Fatigue life and plastic deformation character of copper at
low temperatures // Int. J. Fatigue. – 1983. – 5. N 4. – P. 239–243.