автореферат диссертации по истории, специальность ВАК РФ 07.00.03
диссертация на тему: Франция XVI- начала ХVII века: королевский галликанизм

Полный текст автореферата диссертации по теме "Франция XVI- начала ХVII века: королевский галликанизм"

На правах рукописи

Баранникова Светлана Александровна

КИНЕТИКА И ЭВОЛЮЦИЯ МАКРОЛОКАЛИЗАЦИИ ДЕФОРМАЦИИ В МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МОНОКРИСТАЛЛАХ ПРИ СКОЛЬЖЕНИИ И ДВОЙНИКОВАЯ И И

Специальность 01.04.07 — физика конденсированного состояния

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Томск 2006

Работа выполнена в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН и Томском государственном университете

Научный консультант:

д.ф.-м.н., профессор Зуев Лев Борисович

Официальные оппоненты:

д.ф.-м.н., профессор Бетехтин Владимир Иванович д. ф. -м. н., профессор Хон Юрий Андреевич д.ф.-м.н., профессор Чернов Вячеслав Михайлович

Ведущая организация: Институт проблем машиноведения РАН

Защита состоится в 143" «31 » марта 2006 года на заседании диссертационного совета Д003.038.01 в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН по адресу: 634021, Томск, пр. Академический, 2/1.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН.

Автореферат разослан « февраля 2006 года.

Ученый секретарь диссертационного совета д.т.н.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Систематические исследования процессов пластической деформации и разрушения кристаллических твердых тел непрерывно проводятся на протяжении не менее полутора последних веков. При этом одной из наиболее интересных, важных и до сих пор не вполне понятных проблем, неразрывно связанных с пластическим течением, остается склонность последнего к самопроизвольной локализации. Практическая важность этой проблемы точно так же не вызывает сомнений, поскольку очевидно, что локализация препятствует необходимой для многих технологических процессов устойчивости пластического течения и делает недостижимой требуемую высокую степень пластической деформации до разрушения. Любой прогресс в знаниях о природе пластичности всякий раз инициировался обнаружением новых проявлений локализации пластической деформации.

Важный шаг в понимании природы локализации пластической деформации был сделан в 80-90-е годы XX века, когда была установлена взаимосвязь и взаимообусловленность явлений, протекающих на разных масштабных уровнях пластического течения, и обращено особое внимание на кинетику процессов, характерных для промежуточного, мезоскопического уровня. Без детальных представлений о процессах, идущих в этом интервале масштабов, установление связи между микроскопическим (физика дислокаций) и макроскопическим (механика деформируемого твердого тела) уровнями представляется в лучшем случае очень трудным. Заложенные в этих работах основы нового научного направления исследований пластичности и разрушения — физической мезомеханики материалов— послужили мощным импульсом для развития современных воззрений на природу пластичности в кристаллических материалах. Именно локализация является наиболее существенным атрибутом любой стадии процесса пластического течения и должна изучаться максимально тщательно. Однако если явления пластической деформации на микроуровне описаны к настоящему времени в рамках теории дислокаций практически исчерпывающим образом, а физическая мезомеханика материалов в последние годы также прочно заняла место в общей проблеме пластичности, то, как феноменология, так и физика макролокализации пластического течения оставались до последних лет развитыми слабее. Исследования в этой области были ограничены, по существу, поисками простых связей концентраторов напряжений, приводящих к локализации пластической деформации, с геометрией деформируемых объектов, хотя накопленные в ходе многолетних исследований данные недвусмысленно указывают на значительно более сложный и физически содержательный характер макроскопической локализации.

Известно, насколько трудно непосредственно от дислокационного масштаба перейти к макроскопическому описанию деформации. Эта трудность возникает потому, что пластическая деформация одновременно развивается на нескольких взаимосвязанных масштабных уровнях: микро, мезо, макро, и описать макродеформацию можно только адекватным ее согласованием с процессами, характерными для микро- и мезоуровней. При этом каждый масштабный уровень характеризуется своими механизмами и закономерностями деформации. Для объяснения количественной связи микро-, мезо- и макроскопических пара-

метров пластической деформации необходимы эксперименты по исследованию макроскопической локализации деформации.

Настоящая работа ориентирована на развитие идей о макроскопической самоорганизации пластического течения. В приложении к проблеме пластической деформации речь может идти о различных формах локализации пластического течения и их связи с общепринятыми характеристиками процессов формоизменения при простых видах напряженно-деформированного состояния. Актуальность представляемой работы дополнительно усиливается тем, что в таком случае перспективными объектами изучения становятся ГЦК-монокристаллы, особенности пластической деформации и упрочнения которых в достаточной степени изучены к настоящему времени. Для расширения экспериментальных возможностей управления видом кривых течения (число и длительность стадий течения, величина коэффициента деформационного упрочнения), а также варьирования механизмов деформации (скольжение/двойникование) целесообразно использовать в качестве объектов для исследования монокристаллы сложнолеги-рованных сплавов на основе y-Fe, для которых также имеется практически исчерпывающая информация о микромеханизмах деформации. Безусловно, данные, которые могут быть получены на этих материалах, должны дополняться результатами исследований тех же особенностей локализации на «классических» для физики пластичности монокристаллах Си и Ni.

Работа выполнялась в соответствии с Планами основных заданий научно-исследовательских работ ИФПМ СО РАН на 1996-2005 гг. в рамках основного научного направления Инсппуга «Физическая мезомехапнка материалов» (раздел 2.3.3 «Экспериментальные исследования иерархии механизмов локализации пластической деформации, ее эволюции и природы в моно- и поликристаллах металлов и сплавов»). Результаты исследований включались в отчеты о научной н научно-организационной деятельности Института физики прочности и материаловедения СО РАН за 1997-2004 гт.

Часть материалов диссертации включена в работу, удостоенную на конкурсе СО РАН 2002 года Премии для молодых ученых им, академика ЮЛ i. Работнова за работы в области механики деформируемого твердого тела. Работа выполнена при частичной финансовой поддержке гранта № 59 6-го конкурса-экспертизы научных проектов молодых ученых по фундаментальным и прикладным исследованиям РАН 1999 г., гранта № PD02-1.2-63 конкурса 2002 г. на проведение молодыми учеными научных исследований в ведущих научно-педагогических коллективах высших учебных заведений и научных организаций Министерства образования РФ и гранта № Т0-016-02 конкурса грантов молодых ученых 2004 г. по программе «Фундаментальные исследования и высшее образование» Министерства образования и науки РФ и Американского фонда гражданских исследований и развития.

Цель диссертационной работы: исследовать феноменологию макроскопической локализации пластической деформации в зависимости от стадийности кривой пластического течения, состава исследуемых материалов и действующих микромеханизмов деформирования на примере ГЦК-монокристаллов Cu, Ni и сплавов на основе y-Fe.

Для достижения этой цели решались следующие частные задачи:

- исследовать пространственно-временные распределения и закономерности эволюции компонент тензора пластической дисторсии в ходе деформации монокристаллов с ГЦК-решеткой, используя метод двухэкспозиционной спекл-фотографии, специально разработанный ранее для решения подобных задач;

- установить на примере металлических ГЦК-монокристаллов взаимосвязь основных закономерностей картин распределений локальных деформаций с общепринятой в физической теории пластичности последовательностью стадий кривых пластического течения, отвечающих разной форме законов деформационного упрочнения 0 = 0(е);

- проанализировать соответствие и взаимосвязь макроскопических картин локализации пластической деформации ГЦК-монокристаллов с кристаллографическими аспектами пластического течения (ориентация оси растяжения монокристаллических образцов, величина фактора Шмида, действующие системы скольжения и двойниковаиия монокристаллов);

- сопоставить закономерности макроскопической локализации пластического течения на разных стадиях деформационного упрочнения, найденные в настоящей работе, с аналогичными данными, полученными другими исследователями (на других материалах), и обосновать возможность их обобщения как особого типа волновых процессов в рамках синергетических представлений о деформации.

При выполнении исследований по теме настоящей диссертации были использованы следующие экспериментальные методы:

- механические испытания на растяжение с помощью испытательной машины 1га1гоп-1185;-

- численный анализ полей векторов смещений с помощью разработанного в ИФГ1М СО РЛИ автоматизированного лазерного измерительного комплекса АЬМЕС (двухэкспозиционная спекл-фотография) и его электронно-оптической телевизионной модификации АЬМЕС-ТУ;

- пакет специально разработанных программ для ЭВМ для вычисления компонент тензора пластической дисторсии и их визуализации в различной форме;

- оптическая микроскопия с применением металл-микроскопа ЫеорЬо1-21 для анализа следов скольжения и двойниковаиия на поверхности деформированных образцов;

- рентгеноструктурный анализ для кристаллографической аттестации исследуемых объектов.

Научная новизна. Проведенные в работе исследования характера макролокализации деформации в монокристаллах Си, N1 и ГЦК-сплавов на основе у-Ре, а также (для сравнения) из монокристаллов ОЦК-сплава Ре -3 % 51 впервые позволили установить ряд следующих важных для дальнейшего развития физической теории пластичности закономерностей процессов развития локализованной пластической деформации на макроскопическом масштабном уровне:

- пластическая деформация сопровождается появлением, развитием и закономерной эволюцией организованных картин макроскопической локализации, состоящих из очагов локализованной пластичности;

- каждый из активных очагов локализованной пластической деформации есть совокупность действующих в период времени, соответствующий регистрации поля векторов смещения, сдвигов но плоскостям скольжения монокристаллов с максимальными факторами Шмида или совокупность двойников деформации, также удовлетворяющих этому условию; пространственная ориентация зон макроскопической локализованной деформации по отношению к оси растяжения монокристаллического образца задается кристаллографически, совпадая с действующими системами скольжения или двойникования с максимальными факторами Шмида;

- между картиной макролокализации деформации и действующим на определенной стадии пластического течения законом деформационного упрочнения существует взаимно однозначное соответствие;

- возникающие и распространяющиеся в деформируемой среде на стадии линейного деформационного упрочнения периодические процессы макроскопической локализации пластического течения суть — новый тип волн — волны локализованной пластической деформации, спонтанно возникающие в деформируемой среде;

- экспериментально найдены основные характеристики этих волн, отличающие их от других волновых процессов, при пластической деформации.

Научная и практическая значимость результатов работы определяется тем, что в ней впервые систематически исследованы все основные особенности макроскопической локализации пластической деформации в металлических монокристаллах и на их основе показано, что локализация является неотъемлемым признаком пластического течения на всех его этапах. Полученные результаты показывают, что особенности макроскопической локализации деформации должны учитываться при разработке моделей деформационного упрочнения moho- и поликристаллических металлов и сплавов.

Полученные результаты могут быть использованы при разработке критериев оценки технологической пластичности при обработке давлением изделий из металлов и сплавов, на что указывает успешное применение анализа локализованной деформации для контроля состояния трубной продукции из сплавов циркония для ядерной энергетики.

Результаты работы используются в курсах «Физика прочности и материаловедение» и «Экспериментальная механика», читаемых для студентов направления 651500 — «Прикладная механика» и специальности 071100 — «Динамика и прочность машин» на физико-техническом факультете Томского государственного университета.

Положения, выносимые на защиту:

I. Установление универсального характера явления макроскопической локализации деформации в ГЦК-монокристаллах, состоящего в том, что независимо от механизма деформации (скольжение или двойникование):

- на всем протяжении процесса пластического течения в деформируемых материалах самопроизвольно формируются и эволюционируют подвижные или стационарные очаги локализованной пластичности;

- каждый из очагов локализованной пластичности может рассматриваться как мезодефекг, ответственный за развитие пластического течения на макроскопическом масштабном уровне;

- пространственные распределения приростов удлинения, сдвига и поворота в очагах локализованной деформации закономерно взаимосвязаны между собой.

2. Обнаружение однозначного соответствия картин макролокализации деформации стадиям деформационного упрочнения при пластическом течении, так что:

- на стадии легкого скольжения или на площадке текучести вдоль образца движется уединенный очаг локализованной деформации;

- на стадии линейного упрочнения по образцу движутся с одинаковой и постоянной скоростью несколько эквидистантных очагов локализации — волна локализованной деформации;

- на параболической стадии в образце возникает система эквидистантно расположенных стационарных очагов локализованной деформации, между которыми материал практически не деформируется;

- на стадии предразрушения очаги локализации деформации приобретают подвижность, за счет которой происходит их слияние, ведущее к образованию шейки и вязкому разрушению.

3. Доказательство существования нового типа волновых процессов — волн локализованной пластической деформации — при пластическом течении на стадии линейного деформационного упрочнения, для которых установлено, что:

- скорость распространения обратно пропорциональна коэффициенту деформационного упрочнения, Уам — 1/9;

- дисперсионное соотношение имеет вид со ~ 1 + к 2;

- энтропия деформируемой системы уменьшается при образовании волн, ЛХ<0.

Достоверность и надежность полученных результатов обеспечивается использованием материалов с одним типом кристаллической решетки, полностью аттестованных по химическому составу, кристаллографической ориентации направления растяжения и поверхности наблюдения, действующим плоскостям дислокационного сдвига или двойникования. Для всех использованных монокристаллов независимо изучены и детально описаны микромеханизмы пластической деформации. Комплексный подход к решению поставленных задач, использование апробированных методов и методик исследования, применение статистических методов обработки результатов, анализ литературных данных и сопоставление полученных данных с данными полученными другими авторами повышают надежность результатов.

Апробация работы. Результаты исследований докладывались и обсуждались на 14 и 15-й Международных конференциях по физике прочности и пластичности материалов (Самара, 1995; Тольятти, 2003); 1-й Международной конференции «Nitrogen Steels» (Glivvice-Wisla, 1996); 11 и 12-й Международных конференциях «Strength of Materials» (Prague, 1997; Asilomar, 2000); 3-й Международной школе-семинаре по проблеме «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 1996); Симпозиуме «Синергетика. Структура и свойства материалов. Самоорганизующиеся технологии» (Москва, 1996); 11 и 13-й Международной зимней школе по механике сплошных сред (Пермь, 1997, 2003); 9-й Международной конференции «Взаимодействие дефектов и неупру-

гие явления в твердых телах» (Тула, 1997); Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Новгород, 1997); 5-й Международной конференции «Компьютерное конструирование перспективных материалов и технологий» (Байкальск, 1997); 3-й Международной конференции Euromech-Mecamat «Mechanics and Multi-Physics Processes in Solids: Experiments, Modelling, Applications» (Oxford, 1998); 1-5-й Всероссийских конференциях молодых ученых «Физическая мсэомеханика материалов» (Томск, 1998-2003); 6-й Международной научно-технической конференции «Актуальные проблемы материаловедения» (Новокузнецк, 1999); 5-ом Россинско-Китайском симпозиуме «Новые материалы и технологии» (Байкальск, 1999); 5-и Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 2000); 8-й Международной конференции «Metal-Forming» (Krakow, 2000); 8-ом Всероссийском съезде по теоретической и прикладной механике (Пермь, 2001); 14 и 15-х Петербургских чтениях по проблемам прочности (С.-Петербург,

2003, 2005); 9-й Международной конференции «The Mechanical Behavior of Materials» (Geneva, 2003); Семинаре «Геомеханика и геофизика» (Новосибирск,

2004, 2005); 2-й Международной конференции по физике кристаллов «Кристаллофизика 21-го века» (Москва, 2003); 2-й Всероссийской конференции молодых ученых «Материаловедение, технологии и экология в Ш тысячелетии» (Томск, 2003); 5-й Региональной школе-семинаре молодых ученых «Современные проблемы физики, технологии и инновационного развития» (Томск, 2004); 3-ем Всероссийском семинаре «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (Екатеринбург, 2004); Международной конференции по физической ме-зомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов (Томск, 2004); 9-й Всероссийской научной конференции студентов-физиков и молодых ученых (Москва, 2004); 7-й Международной конференции «High Nitrogen Steels» (Ostend, 2004); 1-й Всероссийской конференции молодых ученых «Физика и химия высокоэнергетических систем» (Томск, 2005); 20-ом Конгрессе Международного Союза кристаллографии (Florence, 2005), а также на семинарах отделов и лабораторий Института гидродинамики СО РАН, Института физики прочности и материаловедения СО РАН, Сибирского физико-технического института при ТГУ, Томского государственного архитектурно-строительного университета.

Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в 36 печатных работах, список которых приведен в конце автореферата.

Личный вклад автора состоит в выборе направления исследований, непосредственном проведении экспериментов, получении опытных данных, их обработке, сопоставлении и интерпретации. При личном участии автора была проверена и доказана применимость электронно-оптической телевизионной модификации установки ALMEC-TV для исследования локализации пластической деформации. Автор творчески участвовала в анализе и обсуждении полученных данных, приведших к обнаружению нового явления, а также в написании всех статей и докладов по теме диссертации, опубликованных в соавторстве.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, первая из которых является обзорной, заключения и выводов, списка использованных источников и изложена на 267 страницах. Диссертация включа-

ет 99 иллюстраций и 15 таблиц. Список литературных источников состоит из 368 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во Введении обоснована актуальность темы диссертационной работы, определена цель исследований, научная новизна результатов и практическая значимость работы, сформулированы основные положения, выносимые на защиту, а также представлена структура диссертации.

Первая глав а «Основные понятия о локализации деформации» имеет обзорный характер. В ней рассмотрены основные теоретические и экспериментальные работы в области исследования микро-, мезо- и макролокализации пластической деформации. Анализ основных направлений исследований и существующих подходов к проблеме пластичности твердых дел показывает, что идеи о неоднородности и локализации пластического течения фактически присущи физической теории пластичности во всех ее вариантах. Уже введение понятий о дислокационных механизмах скольжения в кристаллах означало принятие утверждения о том, что процессы формоизменения связаны с событиями, локализованными на плоскостях сдвига кристаллов, в то время как объемы между ними остаются упруго деформированными.

Прослежено развитие представлений о данной проблеме, включая дислокационные модели и механизмы, механику сплошной среды, современные представления физической мезомеханики о коллективных модах и многоуровневом подходе к описанию процесса пластического течения. При анализе существующих подходов к проблеме пластичности обращено внимание на то обстоятельство, что в настоящее время микроскопическое описание пластической деформации и связанных с ней явлений локализации на базе дислокационных представлений близко к своему логическому завершению. Успешно развивается в настоящее время новый подход к мезоскопическим явлениям пластической деформации — физическая мезомеханика материалов (В.Е. Панин). В то же время локализация деформации па макроуровне исследована явно недостаточно, вследствие чего до сих пор бытует точка зрения, согласно которой макролокализация пластической деформации последовательно проявляется в форме шейки, а затем вязкого разрушения в конце процесса деформирования. Это тем более удивительно, если учесть, что развитие современной теории пластичности ведет свое начало от работ Д.К. Чернова и В. Людерса, обнаруживших макролокализацию деформации (линии Чернова—Людерса) на достаточно ранних стадиях процесса формоизменения.

В главе I рассмотрена также проблема пространственно-временной неоднородности протекания деформации и отмечена важная роль процессов самоорганизации при пластическом течении. Показано, что в настоящее время теоретически реализованы только дислокационные модели таких процессов (Г.А. Малыгин), хотя в ряде работ (Е. Айфашнс) уже содержатся указания на необходимость учета нелинейного характера пластической деформации на всех масштабных уровнях. Представляется, что последовательному применению'подобного подхода препятствует недостаточная ясность представлений о характере локализации пластического течения на макроскопическом масштабном уровне. В конце главы 1 на основе проведенного анализа литературных данных сформулированы

цель и задачи настоящего исследования, развивающего ранее проведенные работы'.

Вторая глава «Кристаллогеометрические закономерности макролокализации пластической деформации в монокристаллах Си, М" и ГЦК-сплавое на основе у-Рег> посвящена описанию экспериментальных методик и обоснованию выбора монокристаллов ГЦК чистых металлов и сплавов. В качестве объемов исследования использованы монокристаллы чистых Си, N1 и монокристаллы сплавов на основе железа, состав которых приведен в таблице 1.

Таблица 1

Состав сплавов на основе а- и у-Ре

Сплав Содержание легирующих элементов (мае. %)

Сг Ni Мп | Si N С

Fe, 18 12 0,35

0,50

Fe» 12 0,93

1,03

Fe - 3 % Si 2,8...3,8

В главе 2 приведены расчеты кристаллографических и механических характеристик исследованных монокристаллов и представлены результаты анализа кристаллографических закономерностей и характера макролокализацни пластической деформации на различных стадиях кривых нагружения. Монокристаллы всех использованных материалов выращивались методом Бриджмена на установке Редмет-1 в Сибирском физико-техническом институте. Кристаллографическая ориентация выращенных заготовок перед вырезкой образцов, а также ориентация осей растяжения монокрнсталлических образцов устанавливались с использованием метода вращения монокристаллического образца. Съемка производилась на дифрактометре УРС-50 при напряжении 30 кВ в монохроматическом излучении Си.

Условия проведения механических испытаний образцов из всех материалов были максимально унифицированы для исключения влияния режимов нагружения, которое в настоящей работе специально не исследовалось. Образцы растягивались на испытательной машине Instron-1185 при постоянной во всех случаях скорости перемещения подвижного захвата Ут — 0,2 мм/мин. Следы скольжения или двойникования на рабочей поверхности образцов наблюдались с помощью оптического микроскопа Neophot-21.

Для исследований макролокализации пластического течения была использована техника двухэкспозиционной спекл-фотографии, сочетающей в себе возможности наблюдения всего деформируемого образца в целом (характерный размер поля зрения использованных приборов -100* 100 мм) с разрешающей способностью на уровне оптического микроскопа 1 мкм).

' Данилов В.И. Закономерности макромасштабной неоднородности пластического течения металлов и сплавов. Дис. ... д-ра физ.-мат. наук. — Томск: ИФПМ СО,РАН, 1995. -259 с.

С этой целью для анализа полей векторов смещений применялись разработанные в ИФПМ СО РАН автоматизированный лазерный измерительный комплекс АЬМЕС и его электронно-оптическая телевизионная модификация АЬМЕС-ТУ. Пакет специально разработанных программ для ЭВМ, предназначенных для вычисления всех компонент тензора пластической дисторсии и их визуализации в различной форме, позволил получать количественные данные о полях векторов смещений по его поверхности з'), вычислять компоненты тензора пластической дисторсии Ру. = VR(л', у) — удлинение схг, сдвиг ех> и поворот сйг — для

плоского напряженного состояния одновременно с растяжением образца и получать картины распределения указанных компоне>гг по образцу. Получаемые таким образом распределения компоненты тензора пластической дисторсии отражают приросты локальных деформаций при увеличении общей деформации растяжения на Де,0,= 0,2 %, а не их полные значения с начала процесса нагружения.

Поэтому отсутствие деформации на следующей спекл-фотографии не означает раздеформирования соответствующей части объема образца, а свидетельствует только о том, что на этом шаге деформирования в данной области прироста пластической деформации нет. Типичный пример такою типа распределения компонент е^, еху и <ог, тензора пластической дисторсии по образцу приведен

на рис. 1, из которого видно, что пластическая деформация локализована в определенных зонах образца, в то время как другие объемы материала при заданном приросте деформации практически не деформируются.

Макролокализация деформации в монокристаллах Си и Размеры рабочей части монокристаллических образцов Си составляли 30 х 5 х 3 мм, продольная ось (ось растяжения) совпадала с направлением [ 139], а широкая рабочая

у. им о s

Рис. 1. Типичный пример картины макролокализации деформации (монокристалл Fei с 0,35 % N; ориентация оси растяжения [111), легкое скольжение, интервал общей деформации 1,8-2,0 %)

2 В этом параграфе использованы экспериментальные данные, полученные совместно с Гончиковым К.В. и вошедшие в его кандидатскую диссертацию «Макролокализация пластической деформации в монокристаллах чистых металлов». - Томск: ИФПМ СО РАН, 2004. - 132 с.

поверхность имела индексы (321). Образцы Ni имели такую же форму, как и медные, но размеры рабочей части были 30 х 5 х 1,3 мм. Их ось растяжения была ориентирована в направлении [167], а индексы рабочей поверхности — (076). Па деформационных кривых ориентированных таким образом для синг-летного скольжения образцов Си и Ni отчетливо выделялись три характерные для ГЦК-монокристаллов стадии пластического течения: легкого скольжения (I), линейного (И) и параболического (Ш) упрочнения (рис. 2, а). Микроскопический анализ показал, что наблюдаемые на стадии легкого скольжения линии дислокационных сдвигов соответствуют действию первичной системы скольжения (111)[ 1 01] как для меди, так и для никеля.

Наблюдавшиеся следы были наклонены к оси образцов под углами 44° для меди и 49° для никеля (рис. 2, б, в). Расчетные значения данных углов должны были составить 41" и 48° соответственно.

0 075

' Рис. 2. Кривые упрочнения (а) и следы скольжения монокристаллов Си (б) н N1 (в) на с шли и легкого скольжения '

Для Си установлено, что на стадии легкого скольжения деформация локализована в трех равноудаленных (5 ± I мм) друг от друга зонах, наклоненных к оси образцов под углом <р = 53° ± 4° (рис. 3, а, 6). В никеле на данной стадии наблюдаются два очага деформации, которые тоже имеют наклон к оси растяжения Ф = 50" ± 4°, ф' = 54° ± 4° (рис. 3, в, г). Как для меди, так и для никеля на стадии линейного упрочнения наблюдается совокупность 4-5-и очагов локализации, закономерно распределенных по образцу. Расстояние между ними А. составляет ~ 4,5 мм для Си и ~ 3,5 мм для №. На данной стадии зоны макролокализации деформации у меди и никеля наклонены к оси растяжения под углом близким к тому, что наблюдается на стадии легкого скольжения. Картина макролокализации деформации на параболической стадии монокристаллической меди представляет пять или шесть зон локализации деформации. Расстояние между этими

зонами, как и на двух предшествующих стадиях - 5 мм, а увеличение их числа по сравнению со стадией линейного упрочнения обусловлено общим удлинением образца. Наклон зон на данной стадии сохраняется прежним.

Си у, мм

о 5 10 15 X. мм 0.000 0.002 0.003 О ОО5 0 006 £,

Рис. 3. Распределение компоненты £„ на регистрируемой поверхности образца меди и никеля на стадии легкого скольжения (у = 0.03) (а, в) и соответствующие полутоновые картины распределений (б, г)

Макролокализация пластического течения в монокристаллах аустенитных сталей с азотом. Размеры рабочей части образцов, продольная ось которых совпадала с направлением [001], составляли 25x5x1,6 мм, а для образцов, ориентированных вдоль [111], соответственно 30x5x1,6 мм.

Широкая рабочая поверхность имела индексы (ПО). Введение азота в подготовленные образцы монокристаллов хромоникелевого аусгенита осуществлялось под руководством Ю.И. Чумлякова и И.В. Киреевой в СФТИ газо-термобарическим способом. Затем образцы после одночасовой выдержки в вакууме при температуре 1 473 К закаливались в воде. Азот в количестве 0,35 или 0,5 мае. % присутствовал как примесь внедрения в у-твердом растворе, не создавая нитридов. В материалах этого типа на микроскопическом уровне пластическое течение реализуется дислокационными сдвигами, и при использованных ориентациях образцов для растяжения следует ожидать развития множественного скольжения.

Типичные деформационные кривые всех четырех типов образцов, имеющие характерные для ГЦК-монокрисгаллов стадии: легкого скольжения (I), линейного (И) и параболического (111) упрочнения, представлены на рис. 4, а. В случае ориентации оси растяжения вдоль направления [001] одинаковый фактор Шмида т « 0,41 для восьми систем скольжения. Анализ расположения следов скольжения па рабочей грани после общей деформации е101 = 3 % в монокристаллах с ориентацией оси растяжения [001] и содержанием азота 0,35 % показал, что на рабочей поверхности системы [01 1](111), [101](111) должны давать

. следы скольжения под углами 90° и системы [1 01] (111), [0 1 1] ( 1 11) — соответственно под углами 35° к оси растяжения. Реально наблюдалось действие указанных четырех систем скольжения, однако следов скольжения от системы (111)[01 1], которая расположена под углом 88° к направлению оси растяжения и от системы (1 11) [0 1 1], составляющей с осью нагрузки угол 33°, оказалось существенно больше (рис. 4, в).

Эволюция полей локальных деформаций для данных монокристаллов исследовалась па участке деформационной кривой, который охватывает переход от упругости к развитому пластическому течению и часть линейной стадии. Распределения компоненты е„(х, у) тензора дисторсии после е,0, = 4 % формируют картину из двух расположенных вдоль оси образца максимумов локальных удлинений (рис. 5, а), ориентированных под углами <р = 30° ± 5° и ср' =90° + 5° к оси растяжения монокристаллического образца (рис. 5, б). При ориентации продольной оси [111] в данных монокристаллах одинаковый фактор Шмида т » 0,27 имеют шесть систем скольжения <110>{ 111}. К началу стадии легкого скольжения в монокристаллах с 0,35 % N и ориентацией оси растяжения [111] сформировалась пространственная картина из трех очагов макролокализации деформации расположенных под углами <р = 17° ±5° и <р' =30° ± 5° к оси растяжения. При деформировании таких образцов обнаружено действие следующих систем скольжения (11 1)[101], (1 1 1)[011] и (1 11)[101]; их следы скольжения составляют с осью нагружения углы 19°, 35°, 90° соответственно.

Etot = 0,04

10

20 30

Е. %

40

50

Eto, = 0,03

Рис. 4. Кривые деформационного упрочнения (а) и следы скольжения монокристаллов высокоазотистых сталей с содержанием азота 0,5 %, [ I 11} (б) и с содержанием азота 0,35 [001] (в)

> щС

шт-тт

Рис. 5. Распределение компоненты на регистрируемой поверхности образцов высокоазотистых сталей с содержанием азота 0,35 %, [001] (а) и с содержанием азота 0,5 %, [111] (в) на стадии линейного упрочнения и соответствующие им полутоновые картины распределений г.хх (б, г)

В случае деформировании образцов, ориентированных вдоль направления [111] и содержащих 0,5 % азота, по следам скольжения на поверхности шлифа обнаруживается действие трех систем скольжения (11 I)[I01], (1 I 1)[011] и

(Т11)[ТоТ].

Как и в монокристаллах той же орие1гтации, но с меньшим содержанием азота, в этом случае преобладающей оказалась система (11 1)[101], следы скольжения, от которой наклонены на 20° к оси растяжения (рис. 4, 6). Стадия легкого скольжения в данном случае отсутствовала. На стадии линейного деформационного упрочнения две зоны локализованной деформации (рис. 5, в) были наклонены к оси растяжения под углами 20° ± 5° и 90° ± 5° (рис. 5, г), причем с ростом деформации последнее значение угла начинает преобладать, осо-' бенно это относится к стадии параболического деформационного упрочнения для всех четырех исследованных случаев.

Макролокализация пластического течения в монокристаллах высокомарганцовистых аустенитных сталей (сталь Гадфильда). Размеры рабочей части таких образцов, составляли 28 х 5 х 1,5 мм. Деформационные кривые исследованных образцов представлены на рис. 6, а. В отличие от низкопрочных ГЦК-чистых металлов и сплавов в монокристаллах стали Гадфильда деформационное двойиикование наблюдается с самого начала пластического течения при комнатной температуре, в ориентациях, где выполняется условие для отношения факторов Шмида mX4/jm^\ > 1. В монокристаллах стали Гадфильда, ориентированных вдоль направления [377], существование зуба и площадки текучести обусловлены зарождением и распространением по кристаллу полосы Людерса, состоящей из двойников деформации в первичной системе двойникования

[211](111) с максимальным фактором Шмида (т\ — 0,5). Металлографический анализ следов двойпикования на рабочей поверхности таких образцов па стадии I (площадке текучести) показал, что они наклонены к оси образца под углом Ф = 35° (рис. 6, б).

Картина распределений локальных удлинений с„ на стадии I представляет собой движущуюся одиночную зону локализованной деформации (рис. 7, а), которая наклонена к продольной оси образца пол углом ф = 40° ± 5° (рис. 7, б). Этот наклон обусловлен действием первичной системы двойникования, следы от которой, как указано выше, наклонены к оси [377] под углом <р = 35".

800

600

; 4оо

200

Рис. 6. Кривые пластического течения (а) и двойники деформации (б) в монокристаллах стали Гадфильдз с содержанием 0,93 % С, [377] на площадке текучести, £,« = 0,05

0.000 0002

0.006

Рис. 7. Распределение локальных удлинений е„ в деформированном монокристалл^ стали Гадфнльда (0,93% С, ось растяжения [377], диапазон общей деформации е,™ = 0,08-^0,082 на площадке текучести) (а); соответствующая карта распределений локальных удлинений (б)

Картина локализации деформации в монокристаллах стали Гадфильда, ориентированных вдоль направления [355], на площадке текучести оказалась аналогичной, как'описано выше, в случае ориентации оси растяжения [377], т.е. представляет собой движущийся одиночный деформационный фронт локализованной деформации. Зона локализации наклонена к продольной оси образца под углом ф = 40° ± 5°, что обусловлено действием преобладающей системы двойникования [21 1](111), следы от которой наклонены к оси [3 55] под углом ф = 35°. В монокристаллах, ориентированных вдоль направления [012], высокий

фактор Шмида т~ 0,49 достигается для систем скольжения [1011(11!) и [I 01](1 11). Следы скольжения на рабочей поверхности образца при действии этих систем должны быть ориентированы по отношению к направлению растяжения под углами 51° и 161°. Оптическое исследование поверхности образцов выявило следы активной скольжения системы [101](П1) на стадии легкого скольжения, составляющие с осью образца угол 47°. Характерное для стадии легкого скольжения распределение компоненты е„ по образцу с ориентацией оси растяжения [012] представляет собой движущуюся широкую одиночную зону локализованной деформации, состоящую из двух связанных очагов, наклоненных к продольной оси образца под углом ср = 50° ± 5°. Такой наклон обусловлен действием первичной системы скольжения [1 0I](111), следы скольжения от которой, как указано выше, наклонены к оси [012] на угол ф| = 47°.

Для монокристаллов стали Гадфильда, ориентированных вдоль направления [ 1 23], дислокационное скольжение также происходит в одной системе [101](111), с самого начала течения являясь активным механизмом деформации. Следы скольжения от этой системы на металлографическом шлифе наклонены к оси образца на 65°. Картина макролокалнзации деформации на стадии легкого скольжения представляла собой две движущиеся широкие деформационные зоны, которые наклонены к оси растяжения под углом <р — 60° ± 5°, что обусловлено действием первичной системы скольжения [1 01](1 ] 1).

Необходимо отметить, что в монокристаллах, ориентированных вдоль направлений [377], [355], [111] и [1 23], на стадиях линейного упрочнения картина макролокализации деформации представляется в виде совокупности пяти расположенных на одинаковых (5,0 ± 1 мм) расстояниях зон локализации деформации. Угол наклона зон макролокализации деформации к оси растяжения задается действующей системой двойникования [211](111), преимущественно работающей на стадии линейного упрочнения.

Макролокализация деформации в монокристаллах кремнистого железа. Размеры рабочей части использованных образцов составляли 28 х S х 1,5 мм. Оси растяжения монокристаллических образцов сплава Fe -3 % Si были ориентированы вдоль направления [143], а рабочая поверхность имела индексы (168). -Образцы перед испытаниями гомогенизировались при 1 300 К в течение 16 ч. '%пя систем скольжения (101)[1 11] и (1 1 0)[1 1 1] факторы Шмида одинаковы, т.е. тг = 0,38. Следы скольжения этих систем на рабочей поверхности наклонены к оси образца под углами ф2 = 62° и фг' = 73°. Исследование поверхности образцов Fe — 3 % Si на стадии линейного деформационного упрочнения микроскопическим методом выявило следы скольжения системы (101)[1 11], составляющие с осью образца угол 60°. Стадия легкого скольжения в монокристаллах этого сплава отсутствует. На стадии линейного деформационного упрочнения наблюдалось движение совокупности зон макролокализованной деформации (рис. 8, о), наклоненных к оси растяжения под углом ф = 60° ± 5° (рис. 8, б). Зоны макроскопической локализации деформации на стадии линейного упрочне-

О 004

0 002

ния выявляются как методом оптической микроскопии (рис. 8, в), так и методом спекл-фотографии (рис. 8, о, б).

Обобщая результаты проведенных в главе 2 настоящей работы исследований макроскопической локализации пластического течения в монокристаллических образцах, изготовленных из Си, № и ПДК-сплавов на основе у-Г'е, а также (для сравнения) из монокристаллов ОЦК-сплава Ре -3 % Бц удалось установить общие для всех исследованных монокристаллов закономерности, состоящие в том, что:

-пластическая деформация на макроскопическом масштабном уровне развивается локализовано в ходе всего процесса течения, начинающегося при напряжении, равном пределу текучести (0 = 0^,), и заканчивающегося разрушением при достижении временного сопротивления (предела прочности, а = стд);

- пространственная ориентация зон макроскопической локализованной деформации по отношению к оси растяжения монокристаллнческого образца определяется кристаллографическими параметрами, совпадая со следами действующих систем скольжения или двойникования, имеющих максимальные значения факторов Шмида, па плоскости наблюдения очагов;

- каждый из активных оча-. гов локализованной пластической деформации есть совокупность действующих в период времени, соответствующий регистрации поля векторов смещения, сдвигов 170 плоскостям скольжения монокристаллов с максимальными факторами Шмида или совокупность двойников деформации, также удовлетворяющих этому условию;

Рис. 8. Распределение компоненты е„ на регистрируемой поверхности образцов Ре—3%8| (о) с соответствующей полутоновой картиной распределений Ех» (б) и зоны макролокализации деформации, обнаруженные методом оптической микроскопии (в) на стадии линейного упрочнения в диапазоне общей деформации ем = 0,015 + 0,017

- число активных очагов локализованной пластической деформации, действующих на стадии легкого скольжения исследованных монокристаллов определяется числом действующих при заданной кристаллографической ориентировке систем скольжения или двойникования. В случае монокристаллов, ориентированных для синглетного скольжения, возникает один очаг локализованной пластичности. При мультиплетном скольжении одновременно сосуществуют два

или более очагов, орие!гтация каждого из которых соответствует одной из активированных систем скольжения.

В третьей главе «Закономерности макролокализации пластической деформации и стадийность пластического течения» приведены результаты исследования особенностей картин макролокализацни деформации па разных стадиях кривых нагружения и структуры мезоочага локализации деформации.

Площадка текучести наблюдалась в монокристаллах высокомарганцовистого y-Fen (сталь Гадфильда) с содержанием 0,93 и 1,03 мае. % С, ориентированных вдоль направлений [377] и [355].

800 600 400 200

0.03 600

0 02 X as С 5 400

X 0 01 200

0 00

t, с Т.

О 400 800 1200

W

900 1000

«J «и-—

: * в Ж :

20S е х S

0 2 4 6 8 10 12 0

Е, %

Рис. 9. 11ачальныс стадии кривой пластического течения и характер движения очага локализованной деформации монокристалла стали Гадфильда [377] на стадии 1 (а) и монокристалла стали Гадфильда [355] на стадии II (б); диаграмма пространственно-временной эволюции очагов локализованной деформации е„ в монокристалле хромо-никелевого аустенита с 0,5 мае. % N ориентации [001] на стадии 111 (в); кинетика эволюции картин макролокализации в монокристаллическом образце Fe-3%Si на стадии параболического упрочнения и предразрушения (г)

Анализ распределений зон локализованной деформации показал, что на протяжении всей площадки текучести (стадия I на деформационной кривой) одиночный фронт пластической деформации (рис. 9, а) перемещается с постоянной скоростью К| = 9 • IО-6 м/с, определенной по углу наклона прямолинейного графика X — г (коэффициент корреляции 0,98), где X— координата максимума локальных удлинений на оси растяжения, а (— время. При анализе локалнза-

ции пластической деформации образцов того же сплава с другой ориентацией оси растяжения [355] было установлено, что на площадке текучести со скоростью =1,9- КГ5 м/с от неподвижного захвата машины движется широкий одиночный очаг локализованной деформации.

Стадия легкого скольжения наблюдалась в ориентированных для одиночного скольжения монокристаллах Си, Ni и легированного y-Feb у-Ке,,. Локализация деформации на стадии легкого скольжения в содержащих 0,35 мае. % N образцах легированного y-Fei, ось растяжения которых ориентирована вдоль [1 11], представляется тремя очагами деформации, один из которых двигался на протяжении всей стадии легкого скольжения с постоянной скоростью V/ = 3,5 • I0~s м/с, а два других после некоторого периода движения останавливались. В монокристаллах y-Fen на стадии легкого скольжения со стороны неподвижного захвата машины движутся две широкие деформационные зоны, разделяющие деформированную и недеформированную части материала. Их скорости различаются примерно в два раза и составляют V, == 3,1 - 10~5 м/с для ориентации оси растяжения [123] и У, « 7 ■ 10"5 м/с для ориентации [012]. Распределения локальных удлинений на стадии легкого скольжения монокристаллов Си представляли собой совокупность трех расположенных на одинаковых расстояниях широких деформационных зон, которые синхронно перемещались со скоростью У, = 3,8 - 10~5 м/с. Картина макролокалнзации деформации в монокристаллах никеля представляла собой два движущихся навстречу друг другу деформационных фронта. Скорости фронтов в этом случае составили +3,1 • J О"5 м/с и-2,2 - Ю-5 м/с (знаки «+» и «—»указывают на встречное движение зон локализации). Стадия легкого скольжения заканчивается, когда деформационные фронты проходят по всей длине образца.

Стадия линейного упрочнения, на которой о = Oj + Ge, наблюдалась во всех исследованных в настоящей работе материалах, причем во всех случаях в образцах наблюдался процесс согласованного движения системы очагов макролокализации вдоль оси растяжения (рис. 9, б).

Наблюдаемым картинам локализации деформации на линейной стадии присущи следующие количественные характеристики:

-расстояние между очагами (длина волны локализованной деформации) — 3...8 мм,

- скорость движения группы очагов вдоль образца — Ю-5... Ю-4 м/с.

Поскольку расстояние между такими очагами и скорость их движения остаются постоянными, возникающая картина обладает признаками специфического волнового процесса, связанного с пластической деформацией. Основные характеристики и природа волновых явлений в процессе пластического течения обсуждаются далее в главе 4.

Стадия параболического упрочнения. В использованных монокристаллах легированного y-Fei стадия параболического деформационного упрочнения наблюдалась и была исследована в образцах из высокоазотистого аустенита с ори-ентациями оси растяжения [111] и [001] при двух разных концентрациях азота. На этих этапах картина локализации пластического течения имела вид стацио-

парной системы очагов пластического течения, то есть но длине образцов с интервалом 4...7 мм располагались 3-4 неподвижных очага деформации (рис. 9, в).

Дополнительно были исследованы монокристаллические образцы ОЦК-сплава Ре - 3 % 51, которые при деформации также демонстрируют параболическую стадию деформационного упрочнения. При растяжении этих монокристаллов после стадии линейного упрочнения, коэффициент деформационного упрочнения меняется таким образом, что показатель упрочнения п < 1 в соотношении ст~е", описывающем ход кривой течения на параболической стадии, скачком падает от п = 0,6 до п = 0,4, разделяя эту стадию кривой течения на два участка. На первом из них, когда п 0,6, очаги локализованной деформации стационарны. В этом случае картины макролокализации в монокристаллах представляют собой совокупность неподвижных эквидистантно расположенных очагов деформации с примерно одинаковой амплитудой.

Стадия предразрушения. На примере монокристаллических образцов сплава Ре - 3 % ви удалось показать, что наиболее интересными особенностями поведения очагов локализованной деформации в конце стадии параболического упрочнения при показателе параболичности п < 0,5 является их согласованное движение и проявляющаяся здесь тенденция к слиянию. На этом этапе очаги движутся так, что их скорость оказывается тем большей, чем дальше они находились в момент начала процесса от места будущего разрушения. Согласование скоростей движения приводит к тому, что все очаги деформации приходят к месту разрушения в один и тот же момент времени. Экстраполяция зависимостей Л"(/) до их пересечения на кинетической диаграмме рис. 9, г, позволяет выявить полюс с координатами Л'г» 3 ±3 мм, » 890 ±60 с, первая из которых достаточно точно определяет место разрушения, а вторая соответствует моменту потери сплошности (разрыву) образца, несколько отставая от времени появления трещины. Положение каждого из очагов локализованной пластичности на этом этапе процесса в зависимости от времени, очевидно, описывается как

Х = Хг+У0(1-1г), (I)

где положительная или отрицательная скорость зависит ог начального положения очага локализованного течения.

Таким образом, можно заключить, что каждой стадии пластического течения отвечает вполне определенный тип картины локализации деформации. При этом необходимо сказать, что все ранее полученные другими авторами данные о картинах локализации на монокристаллах сплавов Си-10 % № - 6 % Бп и N¡11, а так же на поликристаллах А1, сплавов ре + 3 % 81, (упорядоченное со-

стояние) №Т( и 2л + 1 % N13, мало- и среднеуглеродистой сталей, также соответствуют приведенным выше закономерностям.

Структура мезоочага локализации макроскопической деформации. Изложенные выше данные показывают, что очаги макролокализации пластической деформации на всех этапах пластического течения развиваются сходным образом, рождаясь, перемещаясь и, наконец, разрушаясь при переходе к очередной стадии процесса. Именно по этой причине существенный интерес представляют данные о распределении всех компонент тензора пластической дисторсии в очаге локализации, соответствующем, например, полосе Людерса, распространяющейся на площадке текучести.

0.008

0 004

0 000

0 000

-0.002

(

«>z 0.001 0 000 -0 001 -0 002

Etol =3.5%

0 000

5 10 15 x, мм . i

0 000

0.008

I

0 004

АН

-0001

10 15 x. мм

/

0.000

е,„, = 4 2 % ^

\ т 0 0°®

\

\

0.004

0 000

10 15 х, мм

0

i 1 1 • / j

i i V ■' ■•

о ;5 А ! 10 15 х. мм ! !

i 0.0001-к

I -0.001

\ ЛлЛ/'

\ i "

\! _iL

j

5 10 15 х. мм 0 5 10 15 х, мм

<»ж

0.001

\ л

!

0.000 -0 001

/ \

/ч/\7

. /

W

10 15 х, мм

10 15 х, мм

-0.001

0 5 10 15 х. мм I Рис. 10. Распределения компонент тензора пластической дисторсии в мезоочаге локализации при трех разных значениях обшей деформации в монокристаллах стали Гад-фильда [377] на площадке текучести

Анализ показал, что в очаге макролокалнзации деформации распределения локальных удлинений си, сдвигов Е^ и поворотов ы. развиваются взаимосогласовано, эволюционируя с ростом общей деформации следующим образом. В начальный момент времени при е,« = 3,5 % абсциссы х экстремумов е„, £ху и со£ совпадают (рис. 10, а), затем при еш, =4,2 %, как это показано на рис. 10, б, происходит смещение вправо положений экстремумов компонент еху и юг по отношению к Наконец, при е,„, = 4,9 % в положении максимума е„, значения компонент елу и шг становятся равными нулю (рис. 10, в). Подобное чередование в поведении компонент тензора дисторсии происходит несколько раз на фоне движения мезоочага деформации от неподвижного захвата к подвижному.

Характер эволюции взаимосвязи максимумов локальных удлинений с максимумами сдвигов и поворотов, описанный выше для площадки текучести, наблюдается также и на стадиях линейного и параболического упрочнения во всех исследованных материалах. Очаг локализованной пластической деформации может рассматриваться как специфический мезодефект, при воздействии внешнего напряжения на который в деформируемой среде возникают взаимосвязанные приращения всех компонент тензора пластической дисторсии р,у — Уг. При этом приращения этих же компонент в областях, лежащих между очагами лока-

лизованной деформации, остаются близкими к нулю. Количественная оценка показывает, например, что общее удлинение образца Д есть сумма удлинений, локализованных в пределах каждого из очагов, то есть N

(2)

I

где N — число очагов; — среднее значение локальной деформации удлинения в очаге шириной I.

Таким образом, исследования, проведенные и главе 3, приводят к следующим заключениям.

, 1. Установлено, что для многостадийной кривой нагружения ГЦК-монокристаллов и кривой нагружения с площадкой текучести поликристалличс-ских материалов наблюдаются следующие четыре основных типа макролокализации пластической деформации:

- стадии легкого скольжения 0| «(10~4...1(T3)G и площадке текучести (О = 0) соответствует движущийся вдоль образца уединенный фронт деформации, известный как фронт полосы Людерса. В некоторых случаях могут наблюдаться несколько локализованных зон течения, из которых в каждый момент времени подвижна только одна, а другие не перемещаются;

- па стадии линейного деформационного упрочнения при условии а = 0„£ (9ц = const =»( 10~э... 1CT2)G наблюдается согласованное движение системы очагов локализации в направлении оси нагружения. Поскольку расстояние между такими очагами остается постоянным и они движутся с одинаковой скоростью, возникающая картина локализации может рассматриваться как специфический волновой процесс. Сравнение с ранее полученными данными показывает, что эта ситуация возникает во всех исследованных случаях, независимо типа кристаллической решетки металла, структурно-фазового состава или ог моно-или поликристалличности материала;

- на стадии параболического деформационного упрочнения течения, при выполнении условия a~z" (га== 1/2), наблюдается стационарная (неподвижная) струюгура, состоящая из эквидистантно расположенных очагов локализованного пластического течения;

- на стадии параболического упрочнения при л <1/2 (стадия предразрушс-ния) в пластичных материалах перед возникновением видимого сужения поперечного сечения образца появляется неподвижный очаг локализации деформации, характеризующийся большой амплитудой. Окружающие области материала при этом фактически не деформируются. Положение очага совпадает с местом, где впоследствии сформируется шейка и произойдет вязкое разрушение.

2. Каждый из очахов локализованной деформации представляет собой специфический мезодефекг, возникающий в начале пластического течения, сразу после преодоления предела текучести и ответственный за развитие пластического течения. Приросты компонент тензора пластической дисгорсии, вызванные таким очагом при возрастании общей деформации, распределяются по деформируемому образцу закономерным образом, причем характер этого распределения не зависит от внутренней структуры очага.

В четвертой главе «Макролокализация деформации как волновой процесс» обсуждаются параметры волнового процесса макролокализации пластической деформации: скорость распространения, дисперсия и длина волны локализации.

Как уже отмечалось, на стадии линейного деформационного упрочнения в монокристаллах вдоль оси образца синхронно движется совокупность зон макролокализации пластической деформации, имеющая вид волнового процесса.

В этом случае можно измерить обычные волновые характеристики: длину волны X, период колебаний Г (рис. 9, б) и вычислить (фазовую) скорость распространения Каж = Х/Т. Исследования, проведенные в настоящей работе на монокристаллах сплавов на основе железа, позволили установить, что зависимость скорости распространения зон макролокализации деформации Ка1Л, от коэффициента деформационного упрочнения 0 для стадий легкого скольжения и линейного упрочнения имеет вид

о)

о*

то есть, Каи, ~ 0~'- В уравнении (3) 0* = О/С?, где О — модуль сдвига. Полученная выше зависимость скорости движения очагов макролокализованной пластичности от коэффициента деформационного упрочнения типа — 1/9 оказалась в достаточной степени универсальной.

Как показано па рис. И ,а, данные для независимо от автора исследованных до настоящего времени моно- и поликристаллов ГЦК, ОЦК и ГПУ чистых металлов м сплавов, кривая течения которых содержит линейную стадию или стадию легкого скольжения (монокристаллы), полностью удовлетворяют соотношению (3) при использовании в качестве аргумента безразмерного коэффициента деформационного упрочнения 0« =9/(? (в — модуль сдвига соответствующего металла или сплава).

При этом в случае легкого скольжения скорость характеризует распространение вдоль образца единичного фронта локализованной пластичности, подобного фронту Людерса, а на стадии линейного упрочнения есть скорость распространения волны макроскопически локализованной пластичности. Константы Уо и 2, а также коэффициенты корреляции % величин Уаум и О1 для этих двух случаев приведены в табл. 2.

Статистическая оценка указывает на весьма высокий уровень значимости коэффициента корреляции % в обоих случаях.

Физический смысл зависимости Каи,(0) может быть объяснен в рамках представлений о природе деформационного упрочнения в ГЦК-монокристаллах.

В ранее проведенных на поликристаллах А1 и сплава Хг-КЬ исследованиях было показано, что длина волны локализованной деформации X (пространственный период распределений локальных деформаций) зависит от размера зерна О

к, м"' 1пО*

Рис. П. Закономерности макролокализации деформации как волнового процесса: обобщенная зависимость скорости волны локализации деформации от коэффициента деформационного упрочнения (0) для стадий I и II деформационного упрочнения (а); зависимость шины волны от нормированных па модуль сдвига средних напряжений а на стадии II в сплавах Ре (<>); дисперсия волн локализации на стадии II (в): кривая 1 — для поликристаллического А1, кривая 2 — для монокристаллов Ре: и Рец; зависимость 1пУ„ — 1л 0, отражающая характер изменения энтропии волновых процессов (г): I — для волн локализации деформации на стадии легкого скольжения, 2 — для волн локализации деформации на стадии линейного упрочнения, 3 — для волн пластичности Кольского

Таблица 2

Коэффициенты уравнения (3) для стадий I и 2 упрочнения

Тип стадии течения Го-105, м/с Е-10', м/с X

Легкое скольжение (1) 2,5 1,5 0,92

Линейное упрочнение (2) 2,3 5 0,89

деформируемого образца3 (А. ~ 1п £) и характерного размера Ы элементов дислокационной субструктуры4, получаемого при анализе электронно-микроскопических картин распределения дислокаций в деформированном матс-

3 Зуев Л.Б., Зыков И.Ю., Данилов В.И., Заводчиков С.Ю. II ПМТФ. - 2000. - Т. 41. - № 6. - С. 133.

4 Зуев Л.Б., Полетиха Т.М., Нариманова Г.Н. // Письма в ЖТФ. - 2003. - Т. 29. -№12.-С. 74.

риале (А. ~ d). Однако силовая зависимость длины волны от напряжения течения А.(о) до настоящего времени оставалась неисследованной.

В диссертационной работе экспериментально показано, что в монокристаллах легированного у-Fe длина волны локализованной деформации л. обратно пропорциональна нормированному на модуль сдвига G среднему напряжению o/G на стадии линейного упрочнения (рис. 10, 6) и описывается соотношением

X = 2,3 • 10-5 • G/3 (4)

при коэффициенте корреляции 0,98.

Возможность независимого измерения длины волны X и периода волнового процесса Г, (рис. 8, 5), позволила найти форму закона дисперсии волн, т.е. зависимость и>(к\ где ю = 2л/Т — частота, к = 2ж/Х — волновое число, для монокристаллов сплавов на основе у- и a-Fe и поликристаллов At. Для получения набора значений <о и к волновые параметры и коэффициент деформационного упрочнения в сплавах железа варьировались изменением ориентации оси растяжения монокристаллических образцов и состава сплавов, а в алюминии — изменением среднего размера зерна в интервале Юмкм... 10 мм. Установлено, что зависимость а>(&) для этих двух случаев имеет вид, показанный на рис. 10, в, и описывается соотношением

<ù = a(k-k0)2 +tí>0, (5)

где константы о, и м0, приведенные в таблице 3, различны для двух исследованных материалов. Коэффициенты корреляции зависимости ío(k), составившие 0,86 для сплавов на основе Fe и 0,97 для Al соответственно, являются весьма значимыми.

■ Таблица 3

Константы дисперсионного соотношения (S) для исследованных материалов

Материал Тип решетки а, м2-с-' *0, м ' û>o.Fti

Al (-) ГЦК 7,9-10~7 1080 5,5-10'2

Сплавы Fe (•) ГЦК/ОЦК 5,4-10"8 1010 3,6- 10~2

Соотношению (5) можно придать каноническую форму, со = 1 + к2, которая соответствует некоторым типам нелинейных уравнений, описывающих волновые процессы самоорганизации в активных средах (например, нелинейному уравнению Шредингера).

Формально это означает, что природа волн макроскопически локализованной деформации связана с самоорганизацией дефектной подсистемы кристаллов. Термин «самоорганизация» в данном контексте используется в формулировке Хакена3, согласно которому «система называется самоорганизующейся, если она без специфического воздействия извне обретает какую-то пространственную, временную или функциональную структуру» (с. 29).

' Хакен Г. Информация и самоорганизация. - М.: Мир, 199t. - 240 с.

Информация о форме дисперсионного соотношения позволяет найти зависимости фазовой Кр}, и групповой Kgr скоростей исследуемых волн макролока-

лизованной деформации от волнового числа к. Такие данные получены для монокристаллов на основе Fe и для поликристаллов AI. Обработка этих данных показала, что для фазовой скорости Kptl = (¡¡/к ~ 1/к, а для групповой

Vgt = da/dk ~ к и определены параметры к = к » 1 100 м"' (X. «5,7 мм) для

монокристаллов на основе Fe и к = к «1 150 м"1 (X.*« 5,5 мм) для поликристаллов AI, когда = Kgr, то есть, волны такой длины распространяются без дисперсии. Эта длина волны соответствует минимуму зависимости ¡»(Л) (рис. 11, в), то есть, к = к0. Используя Kgr = + kdV^ [dk, можно найти производную dVph/dk = (Kgr — характеризующую чувствительность фазовой скоро-

сти к изменению волнового числа (длины волны), как функцию волнового числа к. Она имеет вид dVph/dk = + qf к2, интегрирование этого выражения приводит к немонотонной зависимости Kph ~(к + l/к), предсказанной Косевичем и

Ковалевым6 для закона дисперсии типа (5). При этом интервал экспериментально измеренных значений позволяет реализовать только упомянутую выше ветвь зависимости Vptl ~ \/к.

Волновые процессы развития локализованного пластического течения, необходимо отличать от детально описанных ранее волн пластичности (волн Кольского)7. Для последних показано, что зависимость Ирж(0) имеет вид

(рО — плотность материала), кардинально отличающийся

от зависимости (3) Kavv ~ О-'. Это различие позволяет считать, что в работе установлено существование нового типа волновых процессов пластической деформации —- волн макроскопической локализации пластического течения.

Это заключение дополнительно подтверждается следующими соображениями, вытекающими из различия форм зависимостей Kw(9) для обсуждаемых и известных ранее процессов волнового типа. Так как скорость пластической деформации а ё = ^Pmd^disl (Pmd — плотность подвижных дислокаций), то при pmj «const можно считать, что V^ Вообще же, скорость термически активированного движения дислокаций Kdis,~exp(-C/*B7-), где G = U-TS + A — термодинамический потенциал Гиббса, в котором V — внутренняя энергия, S — энтропия процесса, А — -уст — работа внешних сил при деформации и у — активационный объем процесса. С учетом сказанного скорость распространения волны любою типа, связанной с деформацией, есть

6 Косевич A.M., Ковалев А.С. Введение в нелинейную физическую механику. — Киев: Наукова думка, 1989. - 300 с.

7 Кольский Г. Волны напряжений в твердых телах. — М.: ИИЛ, 1955. — 192 с.

К ~ ё ~ Kdisl ~ exp (S/Aß )ехр (- (С/ - уа)ДВГ). (6)

При условии (Í7 Т) ~ const, можно считать, что lnKw — Л'.

Следовательно, зависимости Hw(8) для обоих типов волновых процессов, представленные на рис. И, г в координатах In Vw — 1п0, качественно соответствуют зависимостям 5 —In 0 для них. При построении графиков рис. 11,г скорости распространения волн макролокализации деформации на стадиях легкого скольжения монокристаллов (прямая ]} и линейного деформационного упрочнения moho- и поликристаллов различных металлов и сплавов (прямая 2) взяты из рис. 11, а, а скорости распространения волн пластичности (прямая 3) для этих же металлов и сплавов рассчитаны по формуле Kpw « О/рд (см. ссылку8). Анализируя ход зависимостей fw(0) для обоих типов волн, можно видеть, что в случае волн пластичности энтропия системы возрастает (AS > О), что характерно для всех процессов с диссипацией энергии. Напротив, уменьшение энтропии (A.S' < 0) для волн локализованной пластической деформации есть признак процессов самоорганизации. Мерой упорядочения системы служит ее энтропия, являющаяся функцией параметра порядка Применительно к волнам локализации пластической деформации оказалось, что S ~ In 9 и есть основание полагать, что в процессах пластического течения роль подобного параметра порядка может играть коэффициент деформационного упрочнения 9 « 1.

В результате проведенных в главе 4 исследований на примере монокристаллов металлов и сплавов с ГЦК-решсткой (Cu, Ni и сплавы на основе y-Fe) и сравнением с данными, полученными на других материалах (моно- и поликристаллы ОЦК- и ГПУ-металлов и сплавов), придан универсальный характер заключению о том, что развивающиеся на стадии линейного деформационного упрочнения периодические процессы макроскопической локализации пластического течения суть новый тип волн — волны локализованной пластической деформации. Экспериментально найдены следующие основные закономерности развития этих процессов, отличающие их от других волн, связанных с пластической деформацией:

— фазовая скорость распространения волн локализации пластической деформации лежит в пределах Ю-5 Ю-* м/с и обратно пропорциональна коэффициенту деформационного упрочнения на стадии линейного упрочнения,

т.е., Kph - )/02;

— длина волны локализации составляет 5 S А. 5 10 им и обратно пропорциональна усредненному по длине стадии линейного упрочнения напряжению пластического течения, т.е., Л ~ 1/(а);

- закон дисперсии волн локализации деформации имеет квадратичную форму типа со = 1 + к , а фазовая и групповая скорости обнаруженных волн зависят от волнового числа к, как — к +1/к и ~ к соответственно;

- энтропия волнового процесса уменьшается с ростом коэффициента деформационного упрочнения, AS — Sq — Se = — к In 0 < 0.

Таким образом, макролокализация пластической деформации также может и должна рассматриваться как новый тип волнового процесса, спонтанно возникающего в деформируемой среде. Общий анализ их особенностей, условий возникновения и режимов эволюции показал, что они, в общем, аналогичны фундаментальному понятию синергетики — диссипативным структурам.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. На примере монокристаллов чистых металлов (Си и 1чП) и ГЦК-сплавов на основе у-Ре установлено, что пластическая деформация развивается, локализовано в ходе всего процесса течения, начинающегося при напряжении, равном пределу текучести, и заканчивающегося разрушением при достижении временного сопротивления (предела прочности). Анализом мгновенных картин распределения деформаций показано, что деформируемая среда самопроизвольно расслаивается на активные очаги локализованной пластической деформации, чередующиеся с областями, в которых пластическое течение в этот момент отсутствует. Найдены следующие качественные характеристики макролокализации пластического течения:

- области неоднородности пластического течения имеют макроскопический масштаб, составляющий 5-10 мм и соизмеримый с размерами образцов, используемых для механических испытаний;

- ориентация очагов локализованной деформации относительно оси растяжения монокристаллического образца определяется кристаллографическими параметрами действующих систем скольжения или двойникования, имеющих максимальные значения факторов Шмида;

- каждый из очагов локализованной пластической деформации может рассматриваться как мезодефект, ответственный за развитие пластического течения на макромасштабном уровне. Пространственные формы распределения приростов удлинения Ел, сдвига с^ и поворота 0>г, возникающие в таком очаге при возрастании общей деформации растяжения, закономерно связаны между собой;

- прирост общей деформации образца за каждый шаг нагружения определяется суммой вкладов деформаций от всех очагов локализованного пластического течения.

Сравнением с данными, полученными на других материалах (моно- и поликристаллы ОЦК- и ГПУ-металлов и сплавов) утверждению, согласно которому на всем протяжении процесса пластического течения в материале закономерным образом формируются и эволюционируют очаги локализованной пластичности, придан универсальный характер.

2. Установлено, что главные качественные закономерности эволюции картин распределения локальных деформаций в процессе нагружения определяются только сменой стадий деформационного упрочнения монокристаллов и не зависят от типа их кристаллической решетки (ГЦК, ОЦК или ГПУ), химического состава сплавов и микромеханизма пластической деформации (дислокационное скольжение или двойникование). Наблюдаемые картины макролокализации однозначно соответствуют действующим на данной стадии течения законам пластической деформации ст(е) и деформационного упрочнения 0(е) и в зависимости ог их формы принимают следующий вид:

- па стадии легкого скольжения (о - е, Ö, = const) и на площадке текучести (а - ъу = const, 0 = 0) вдоль образца распространяется уединенный очаг (фронт) локализованной деформации;

- на стадии линейного упрочнения (а — е, 02= const » 0] ) в образце формируется совокупность эквидистантно расположенных очагов локализации, которые согласованно движутся с одинаковыми и постоянными скоростями, принимая форму волнового процесса, характеризующегося длиной волны, периодом колебаний и скоростью распространения;

- на стадии параболического упрочнения (ст ~ е", п =1/2) в образце возникает система эквидистантно расположенных неподвижных очагов локализованной деформации;

- на стадии предразрушения (ст ~ е", п <1/2) очаги локализации деформации начинают согласованно двигаться таким образом, что расстояние между ними уменьшается, что последовательно выражается в их слиянии, образовании шейки, а затем к вязкому разрушению образца.Сравнением с имеющимися в литературе данными, полученными другими исследователями, установлено, что эти же закономерности справедливы и для поликристаллических материалов.

3. Показано, что развивающиеся на стадии линейного деформационного упрочнения периодические процессы суть новый тип волн — волны локализованной пластической деформации. Это утверждение основано на экспериментально установленных характеристиках этих процессов, позволяющих отличить их от других, ранее изученных типов волн, также связанных с пластической деформацией:

- скорость (фазовая) распространения волн локализации деформации лежит в пределах 10 5 < Vpl¡ < 10~4 м/с и ее величина обратно пропорциональна коэффициенту деформационного упрочнения на стадии линейного упрочнения, т.е. Vph ~ 1/02 i

-длина волны локализации пластической деформации составляет 5 S X £ 10 мм и обратно пропорциональна усредненному по длине стадии линейного упрочнения напряжению пластического течения, т.е. X ~ 1/(<т);

- дисперсионное соотношение для волн локализации деформации имеет квадратичную форму типа со — 1 + k , а фазовая и групповая скорости таких волн зависят от волнового числа к, как Kpj, — к +1 /к и V^ ~ к соответственно;

- энтропия волн локализованной пластической деформации в ряду исследованных материалов уменьшается с ростом коэффициента деформационного упрочнения, т.е. AS = Sq — .Sg = — к In G < 0.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Zuev L.B., Danilov V.l., Kartashova N.V., Barannikova S.A. The self-excited wave nature of the instability and localization of plastic deformation // Mater. Sei. and Eng. A. - 1997. - V. 234-236. - P. 699-702.

2. Zuev L.B., Danilov V.l., Zavodchikov S.Yu., Barannikova S.A. Regular features of the evolutionary behavior exhibited by plastic flow localization and fracture in metals and alloys // Euromech-Mecamat 98, Proc. Conf. «Mechanics and Multi-Physics Processes

in Solids: Experiments, Modelling, Applications», Oxford, U.K., Nov. 23-25, 1998. - P. 165-174.

3. Данилов В.И., Баранникова С.Л., Зуев Л.Б., Кнреева И.В. Неоднородность пластической деформации в монокристаллах высокоазотистой стали // ФММ. — 1997. — Т. 83. -Ms 1.-С. 140-146.

4. Zuev L.B., Danilov V.I., Barannikova S.A. Deformation inhomogeneity in high-nitrogen steel single crystals // Proc. Conf. «Nitrogen Steels, SWA'96». - Gliwice-Wisla, Poland,

1996.-P. 293-299.

5. Sujew L.B., Danilow W.I., Barannikowa S.A., Kirejewa I.W. Ileterogenitat der Deformation in Monokristallen des Stahles mit hohem StickstotTgehalt // Zs. Metallkunde. -

1997. - B. 88. - H. 9. - S. 748-752.

6. Зуев Л.Б., Баранникова C.A., Заводчиков С.Ю. Локализация деформации растяжения в поликристаллическом сплаве на основе Zr // ФММ. - 1999. - Т. 87. - №> 3. - С. 77-79.

7. Баранникова С.А., Зуев Л.Б., Данилов В.И. Кинетика периодических процессов при пластическом течении //ФТТ. - 1999. -Т. 41. -К» 7. - С. 1222-1224.

8. Зуев Л.Б., Баранникова С.А., Данилов В.И., Чумляков Ю.И., Киреева И.В. Автоволны деформации в монокристаллах легированного y-Fe с азотом // ЖТФ. —

1999. - Т. 69. - № 10. - С. 56-62.

9. Данилов В.И., Заводчиков С.Ю., Баранникова С,А., Зыков И.Ю., Зуев Л.Б. Прямое наблюдение автоволны пластической деформации в циркониевом сплаве // Письма в ЖТФ. - 1998. - Т. 24. - № I. - С. 26-30.

10. Zuev L.B., Danilov V.I., Zavodchikov S.Yu., Barannikova S.A. Regular features of the evolutionary behavior exhibited by plastic flow localization and fracture in metals and alloys // J. Phys. IV France. - 1999. -No. 9. - P. 165-173.

11. Данилов В.И., Баранникова C.A., Нариманова Г.П., Зыков И.Ю., Зуев Л.Б., Заводчиков С.Ю. Автоволновые аспекты неоднородности пластического течения и технологическая пластичность металлов и сплавов // Вестник ПермГТУ. Механика композитов. - 1999. - С. 41-46.

12. Zuev L.B., Barannikova S.A., Danilov V.I., Zykov I.Yu. On a new type of plastic deformation waves in solids // Appl. Phys. A. - 2000. - V. 71. - No. 6. - P. 91-94.

13. Kulkov S.N., Mironov Yu.P., Danilov V.I., Barannikova S.A., Tolochko B.R., Bessergenev A.V. In situ study of stress-induced martensitic transformation in TiNi // Nuclear Instr. and Methods in Phys. Research. A. - 2000. - V. 448. - No. 7. - P. 267-275.

14. Баранникова C.A. Локализация деформации растяжения в монокристаллах легированного y-Fe с углеродом//ЖТФ. - 2000. - Т. 70. — № 10. - С. 138-140.

t5. Зуев Л.Б., Данилов В.И., Баранникова С.А., Гончиков К.В., Зыков И.Ю. О новом типе волн пластической деформации в твердых телах // Изв. вузов. Физика. -

2000. - Т. 43. - № 11. - С. 68-75.

16. Zuev L.B., Danilov V.I., Barannikova S.A., Zykov I.Yu., Zavodchikov S.Yu., Komissarov V.I. Autowave mechanism of metals and alloys plasticity // Metal Forming: Proc. 8th Int. Conf. Metal Forming, Krakow, Poland. - Rotterdam: A. Balkema, 2000. -P. 537-543.

17. Зуев Л.Б., Баранникова C.A., Зариковская H.B., Зыков И.Ю. Феноменология волновых процессов локализованного пластического течения // ФТТ. - 2001. — Т. 43. — X» 8.-С. 1423-1427.

18. Зуев Л.Б., Данилов В.И., Баранникова С.А., Чумляков Ю.И., Карташова Н.В. Кристаллографические аспекты макронеоднородного пластического течения металлических монокристаллов // Кристаллография. - 2001. - Т. 46. - № I. - С. 99-107.

19. Zuev L.B., Danilov V.I., Barannikova S.A. Pattern formation in the work hardening process of single alloyed y-Fe crystals II Int. J. Plasticity. - 2001. - V. 17. - No. 1. -P. 47-63.

20. Zuev L.B., Danilov V.I., Barannikova S.A., Zykov I.Yu. Plastic flow localization as a new kind of wave processes in solids // Mat. Sci. and Eng. A. - 2001. - V. 319-321. -P. ¡60-163.

21. Зуев Л.Б., Данилов В.И., Баранникова С.А., Гончиков К.В., Зыков И.Ю. О новом типе волн пластической деформации в твердых телах // Изв. вузов. Физика. -

. 2001. - Т. 44. - № 2. - С. 46-53.

22. Данилов В.И., Баранникова С.А., Гончиков К.В., Зуев Л.Б. Картины локализованной пластической деформации в монокристаллах Си и Ni // Кристаллография. -2002. - Т. 47. -№ 4. - С. 730-736.

23. Баранникова С.А., Зуев Л.Б. Автоволновая деформация монокристаллов легированного аустенита // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2002. - № 8. - С. 65-69.

24. Баранникова С.Л., Данилов В.И., Зуев Л.Б. Локализация пластической деформации двойникования в монокристаллах легированного у-Р'е // ЖТФ. — 2002. — Т. 72. — № 9. - С. 63-66.

25. Данилов В.И., Баранникова С.А., Гончиков К.В., Зуев Л.Б. Неоднородность пластической деформации на начальных стадиях кривых нагружения сталей, сплавов и чистых металлов // Сб. трудов Томского сельскохозяйственного института Новосибирского государственного аграрного университета. - Томск: Изд. НГАУ,

2002. - Вып. 5. - С. 207-215.

26. Данилов В.И., Баранникова С.А., Зуев Л.Б. Автоволны локализованной деформации на начальных стадиях пластического течения монокристаллов // ЖТФ. -

2003. - Т. 73 - № 11. - С. 69-75.

27. Баранникова С.А., Зуев Л.Б., Данилов В.И. Автоволны локализованной деформации в монокристаллах // Тез. докл. 2-й Международной конференции «Кристаллофизика 21-го века», 28-30 октября 2003, Москва. - С. 124-126.

28. Баранникова С.А. Дисперсия волн локализации пластической деформации // Письма в ЖТФ. - 2004. - Т. 30. - № 8. - С. 75-80.

29. Zuev L.B., Danilov V.I., Poletika Т.М., Barannikova S.A. Plastic deformation localization in commercial Zr-base alloys // Int. J. Plasticity. - 2004. - V. 20. - No. 7. -P. 1227-1249.

30. Баранникова С.А., Данилов В.И., Зуев Л.Б. Локализация пластической деформации в моно- и поликристаллах сплава Fe — 3 % Si при растяжении // ЖТФ. — 2004. — Т. 74.-№ 10.-С. 52-56.

31. Barannikova S.A., Zuev L.B. Localized deformation waves in single y-Fe crystals with N alloying element // Proc. of 7,K Int. Conf. on the High Nitrogen Steels, 2004, Ostend, Belgium. - P. 253-258.

32. Баранникова С.А. Локализация пластической деформации в монокристаллах сплавов легированного Fe при растяжении // Вестник УГТУ-УПИ. Механика микронеоднородных материалов и разрушение. - 2004. - № 22(52). - С. 3-8.

33. Danilov V.I., Barannikova S.A., Gonchikov K.V., Kunavina M.A., Zuev L.B. Localization of plastic deformation in single crystal and polycrystalline materials with bcc, hep and tetragonal lattice // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - Спец. выпуск. - Ч. 1. -С. 149-152.

34. Баранникова С.А. Новый тип волновых процессов при пластическом течении // Материалы I Всероссийской конференции молодых ученых «Физика и химия высокоэнергетических систем», 26—29 апреля 2005, Томск. — С. 21—27.

35. Баранникова С.А. Новый тип волновых процессов макроскопической локализации пластической деформации металлов // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. —'№ 3. - С. 1929.

36. Barannikova S.A., Zuev L.B. On a new wave type generated in deforming metal crystals // Acta Crystallographica. - 2005. - A61. - C345.

Издательство ООО "Томский ЦНТИ" Отпечатано в типографии ООО "Томский ЦНТИ". Подписано в печать 24.01.2006г. Заказ № 400 Тираж 140 экз. Формат 60x84/16. Объем 1 печ. лист. Бумага офсетная. 634021, г. Томск, пр. Фрунзе, 115/3. ИНН 7019010894

Оглавление научной работы автор диссертации — доктора исторических наук Плешкова, Софья Леонидовна

Вступление. Историография. Источники 3

Монархия и Галликанская церковь: законодательное оформление отношений

§ 1. Болонский конкордат

§ 2. Формирование епископата

§ 3. Оформление и реализация права монарха на церковный патримоний

§ 4. Разделение сфер юрисдикции

Монархия и Святой Престол

§ 1. Патримониальные отношения 120

§ 2. Столкновения на Латеранском и Тридентском Вселенских соборах 148

Укрепление идейных позиций монархии: защита национальных государственных интересов и католицизма

§ 1. Религиозная нетерпимость и гражданская толерантность: протестанты в политике монархии

§ 2. Оценка протестантами действий короля

§ 3- Введение ордена иезуитов

§ 4. Создание ордена Святого Духа и санкция на деятельность капуцинов и фельянов

§ 5. Новообращение протестанта и коронование монарха

Апология власти монарха и оценка государственно-церковных отношений в роялистской политико-правовой мысли

§ 1. Монархия и церковь в представлении

К. де Сейселя 302

27

46

73 107

180 254

274

284

Научное издание

ПЛЕШКОВА Софья Леонидовна

Франция XVI—начала ХУП в.: королевский галликанизм церковная политика монархии и формирование официальной идеологии)

Текст печатается в авторской редакции

Макет и оформление В. В. Пономаревой

Ордена «Знак Почета» Издательство Московского университета 125009, Москва, ул. Б. Никитская, 5/7

Напечатано с готового оригинал-макета в издательстве ООО "МАКС Пресс" Лицензия ИД N 00510 от 01.12.99 г. Подписано к печати 14.07.2005 г. Формат 60x90 1/16. Усл.печ.л.29,0.Тираж экз. Заказ 452. Тел. 939-3890. Тел./факс 939-3891. 119992, ГСП-2, Москва, Ленинские горы, МГУ им. М.В. Ломоносова, 2-й учебный корпус, к.

Заключение научной работыдиссертация на тему "Франция XVI- начала ХVII века: королевский галликанизм"

Заключение

Решение церковного вопроса во Франции XVI в. было подчинено главной социально-политической задаче — внутренней консолидации государства, стоявшей перед короной после завершения территориального объединения. В осуществлении этой задачи важное место отводилось католицизму—идеологическому фундаменту монархии. Католическая монархия небезуспешно проводила политику государственного интереса, сумев подчинить себе галликанскую церковь и с максимальной выгодой использовать отношения с церковной метрополией.

В начале XVI в. было законодательно оформлено право монарха пополнять церковные кафедры. В известной мере это решение было подготовлено в XV в. участием монарха в утверждении и законодательном оформлении статуса автономии церкви от Рима: монарх выступал гарантом этой автономии, получив право на вмешательство в церковные дела. В XVI в. отказ монарха поддержать церковную автономию лишал духовенство двух основных, составляющих самоуправление, прав на выборы иерархов и на согласование аннат в пользу папства. Болонский конкордат 1516 г. положил начало дальнейшему вмешательству короны в церковные дела. Вилье-Коттрейский ордонанс 1539 г. расширял сферу королевской юрисдикции за счет ущемления прав церковного суда. В 1561 г. были оформлены патримониальные отношения. Финансовый контракт между монархом и духовенством не был законодательным актом, но представлял добровольное со стороны клира финансовое обязательство, позволившее привлечь духовенство к налоговой системе и даже провести частичную секуляризацию церковных земель.

Однако решительное наступление монархии на права галликанской церкви в XVI в. было ограничено сохранением сеньориального права в ряде церковных земель Франции. Регальное право монарха не распространялось на все земли. Кроме того, действие Болонского конкордата было законом только на той территории, которая в XV в. (1438) подчинялась Прагматической санкции, оставляя вне нового порядка земли, присоединенные к королевскому домену после 1438 г.

В итоге политика в отношении галликанской церкви способствовала решению социальной проблемы — материальному обеспечению дворянства и в тоже время создавала опору в церкви в лице назначенных иерархов.

Для галликанской церкви действия монархии имели негативные последствия, ибо у нее отобрали права на выборы иерархов и на согласование аннат, сократили сферу юрисдикции и навязали финансовое обязательство. Фактически галликанская церковь оказалась в подчинении у короны. Своей политикой монархия вызывала недовольство у духовенства, которое выплескивалось в выступлениях на соборах, ассамблеях Генеральных штатов и на ассамблеях духовенства. Последний орган — ассамблеи духовенства был данью монархии за принятие финансового обязательства, умножив количество представительных органов клира, которые оказывались бессильными перед наступлением короны. Требования духовенства сводились к восстановлению статуса самоуправления — к праву выборов иерархов и к обнародованию и реализации решений Тридентского собора о католической реформе. Духовенство стремилось к сокращению своеволия монархов восстановлением своего участия в рекрутировании верхнего эшелона церкви. Показательно, что в это время требования об автономии от Рима уходят на второй план, идея автономиии не популярна среди духовенства, хотя теологи её вынашивают и по-новому обосновывают.

Церковная политика побуждает галликанскую церковь к маневрированию между короной и Римом. Манера поведения наихристианнейших королей, старших сыновей церкви по отношению к Святому Престолу (королевский галликанизм) в значительной степени была проявлением притязаний, без законодательно оформленных прав, на основании по-французски истолкованных исторических фактов в пользу якобы особого положения короны в лоне католицизма. Привязанность монархии к Риму проявлялась прежде всего в патримониальных отношениях. Церковные земли были неотчуждаемой собственностью, и все операции с ними требовали санкции палы. Неслучайно монархия прибегла к навязыванию духовенству финансового обязательства, который ограждал власть от необходимости всякий раз обращаться в Рим и давал возможность скрыть незаконные операции с землей. Кроме того, согласия папы требовало рекрутирование иерархов. Разделение права инвеституры между короной и Святым Престолом оставляло за папой решающее действие — введение в сан королевского назначенца. Хотя практика соучастия монарха и папы в этом действии допускала нарушение интересов церкви в пользу межгосударственных отношений Франции и Рима.

Вместе с тем, политика монархии ущемляла интересы Святого Престола. Болонский конкордат лишил папу бенефициального резерва во Франции, правда, ценой восстановления права на сбор аннат. Насколько равновеликими были эти взаимные уступки, трудно сказать. Однако важно другое, что право папы на использование церковных земель на территории Франции ограничивалось только консисторианскими владениями, а попытки законодательного оформления права короны на контроль за консисторианскими землями было стремлением (периодически реализованным) посягнуть и на этот анклав папы.

Большую самостоятельность монархи проявляли в отношении соборной детельности. Они инициировали созыв не нашедшего поддержку антипапского собора в Пизе и препятствовали созыву Тридентского собора, а приняв в нем участие, отказались от обнародования соборных решений. Дерзостью со стороны монарха был временной разрыв с папой в 1551 г., в который вылились межгосударственные отношения Франции и Рима из-за навязывания папе действий в интересах внешней политики короны.

В ходе разрыва впервые при дворе даже обсуждался вопрос о патриархе галликанской церкви. Наконец коронование бывшего протестанта Генриха Бурбона без снятия папского отлучения и без покаяния перед папой, а спустя время после коронования, — заочное снятие отлучения без монарха в присутствии его послов в Риме было показателем формирования нового представления о достоинстве государя.

Тем не менее, именно в периоды кризиса в отношениях монархия и Святой Престол ощущали взаимную необходимость и неразрывность связей и спешили к восстановлению отношений.

Церковная политика монархии была важным фактором в укреплении идейных позиций короны — в формировании официальной идеологии. В законодательных актах католицизм признается идеологчиеским фундаментом монархии. В интересах укрепления католической традиции и воспитания верного монархии католика корона расширяет сеть католических учебных заведений, разрешает натурализацию ордена иезуитов и санкционирует деятельность новых орденов, при этом не выпуская их из-под своего контроля и заставляя служить монархии.

С санкции короны в официальной идеологии, носителями которой выступали правоведы, видное место заняла идея абсолютной власти государя. Распространение этой ццеи было призвано восполнить, имевший место в XVI в., дефицит всевластия монарха: несоответствие притязаний законодательно оформленным правам. Монарх объявлялся императором в своем королевстве. Его власть признавалась Божественной по природе и кроме того несущей национальное начало. Это последнее особенно будировалось, что находило отражение в утверждении идеи древнего происхождения и избранности галлов и галльских королей, имевших якобы право на приоритет перед остальными по праву старшинства и Божественного избрания. Апологеты власти создавали культ национального государства и монарха, выразителя национальных государственных интересов. Важным элементом этого культа было возвышение Салического закона о престолонаследии, которому придавалось большее значение, чем сакрализации личности монарха при короновании. Вершиной роялистской мысли стало обожествление государя, признание монарха земным Богом, равным Богу небесному. Остроту проблеме абсолютизации власти в конце XVI — начале XVII вв. придавали цареубийства и оправдание этих актов идеологами Святого Престола. Роялисты брали под защиту, оспориваемую их противниками в оправдание цареубийства, Библейскую истину о Божественной природе власти монарха.

В концепции абсолютной власти главе Святого Престола полагалась сыновняя привязанность государя, а галликанской церкви — подчиненное положение под патронатом монарха.

Абсолюстские идеи были направлены на формирование сознания подданных, на позитивное восприятие государственного порядка, при котором епископов назначает государь, а престол занимают монархи, допускающие временный компромисс с протестантами, и даже бывший еретик, не получивший от папы ни снятия отлучения, ни благословения. Решение церковного вопроса в государ

448 С.Л. Плешкова ственной политике, начатое в 1516 г., опережало разрешение остальных проблем новой монархии в XVI в., абсолютной по определению королевских правоведов. Королевский галликанизм стал французским решением проблемы дуализма власти Государства и Церкви в эпоху Реформации.

Список научной литературыПлешкова, Софья Леонидовна, диссертация по теме "Всеобщая история (соответствующего периода)"

1. Законодательные ацты и документальные материалы

2. Fontanon A. Les édicts et ordonnances des roys de France. 41. 1585.

3. Recueil général des anciennes lois françaises depuis l'au 420 jusqu' à la Révolution de 1789 . par Jourdan, Decrusy, Isambert 29 v. P., 1821-1833.

4. Ordonnances des rois de France. Regne de François 1-er. P., 1902-1910.

5. Picot G. Histoire des États Généraux au point de vue de leur influence sur le gouvernement de la France de 1355 à 1614. 5 v. P., 1888.

6. Collection de documentes inédits sur l'histoire de France publiés par ordre du roi et par les soins du ministre de l'instruction publique. Procès-verbaux des États Généraux de 1593. Recuellis et publiés par M. Auguste Bernard (de Montbrison). P., 1842.

7. Massellin /. Journal des États généraux de France à Tours en 1484 sous le règne de Charles VIII. Publ. par A. Bernier. P., 1835.

8. Maximes d'État, ou testamentpolitique du cardinale de Richelieu / Éd. publ. L. André. P., 1947.

9. Arrêst de la cour de parlement contre Jean Chatel, éscolier, étudiant au coïïege des Jesuites, pour le paricide par luy attenté sur la personne du Roy. MDXCV.

10. Mansi G.D. Sacrorum Consiliorum nova et amplissima 19011902.

11. Fleuri/ Cl. Histoire ecclésiastique. 36 v. P., 1713-1738.

12. Bertier G. Histoire de ï église gallicane. 13 v. Toulouse, 1783.

13. Dupin L.E. Nouvelle bibliothèque auteurs ecclésiastiques. 16 v. S. L, 1690-1710.

14. Sanctiss D.N. Sixti Papae V.

15. Bulle de N.S. Pape Sixte V contre Henry de Valois. Paris MDLXXXIX (1589).

16. Recueil de Remonstrances, l'edicts, contracts et autres choses concernons le clergé de France. P., 1606.

17. Abreigé des actes, titres et mémoires concernons les affaires du clergé de France tout ce qui s'est fait contre les Hérétique depuis le Règne de S. Louis jusques à présent par M. Borjon. P., 1680.

18. Correspondance du cardinal François de Tournon. 1521-1562. P., 1946.

19. Correspondance du cardinal Jean du Bellay. P., 1963.

20. Du Peyrat G. L'origine des cardinaux du Saint-Siège et particulièrement des françois. 1670.

21. Journal d'un curé liguer de Paris sous les derniers Valois. Publ. par M. Barthélémy. P., 1865.

22. Belloy P. de. Apoligie contre les libelles déclarations, advis et consultations faites, escrites et publiées par les Liguez pertubateurs du repos du Royaume de France: qui se sont es-levez depuis le decés de feu Monseigneur, frère unique du Roy. 1585.

23. Bellarmino Roberto. Résponse aux principaux articles et chapitres de l'Apologia du Belloy, faulsement et a faux titre inscrite Apologie Catholique, pour la succession de Henry Roy de Navarre à la couronne de France. 1588.

24. Bèze Th., de. Histoire ecclésiastiques des Églises Réformées au royaume de France. Éd.par G. Baum et Ed. Cunitz. 2 v. Nieu-wkoop, 1974.

25. Bignon G. La grandeur de nos roys et de leur souveraine puissance. Au roy. A Paris, 1615.

26. Choses horribles, contennes en une lettre envoyée à Henry de Valois, par un enfant de Paris, le 28 janvier 1589.

27. Coquille G. Discours des droits ecclésiastiques et libertés de l'Église gallicane // Traité des droits ecclésiastiques de l'Église gallicane 1731. V. 1.

28. Correspondance des réformateurs dans les pays de langue française recuelle et publiée avec d'autres lettres relatives à la Réforme et des notes historiques et biographiques par A.-Z. Herminjard. V. 1. Genève; P., 1866.

29. Du Boys H. De l'origine et autorité des roys. P., 1604.

30. Fauchét Cl. Traité des libertés ecclésiastiques de l'Église gallicane // Traités des droits et libertés de l'Église gallicane. 1731. V. 1.

31. Faux-visage descouvert du fin Renard de la France. A tous catholiques unis et sainctement liguez pour la defence, ettuition de l'Église Apostolique et Romaine, contre l'ennemy de Dieu ouvert et couvert Paris, 1589.

32. Guillaume Briçonnet. Marguerite D'Angoulême. Correspondance (1521-1524) / Éd. par Ch. Martineau et M. Vaissière avec le concours de H. Heller. Genève, 1975.

33. Histoire des neuf roys Charles de France: contentante la fortune, vertu et heur fatal des Roys, qui sous ce nom de Charles ont mis à fin des choses merveilleuses. Par François de Belle-Forest Comingeois. P., 1568.

34. Histoire générale des roys de France. Escrite par Bernard de Girard seugneur de Haillan. P., 1628.

35. Home David. L'assassinat du roy, ou maximes du vieil de la Montagne Vaticane, et de ses assassins, practiques en la personne de deffunct Henry Le Grand. 1615

36. Hotman A. Traité des droits ecclésiastiques de l'Église gallicane // Traitéz des droits et libertés de l'Église gallicane 1731. V. 1.

37. Satyre Ménippée de la vertu du Catholicon d'Espagne et de la tenue des éstatz de Paris. P., s. t. 1594.1.Étoile P.de. Journal du Regne de Henry IV. 41. La Haye. 1761. T. 2.

38. Hospital M. de. Le oeuvres inédits. P., 1825.

39. Maillard A. Le Francophil, le pour très-grand, très-chrestien, très magnanisme et très-belliqueceu Prince Henry Auguste IV Roy de France et de Navarre. P., 1606.

40. Mariana . De rege et Régis rnstitutione. Toledo, 1599.

41. Pasquier Et. Le Catechisme des jésuites ou examen de leur doctrine. 1602.

42. Pithou P. Commentaire sur le traité de libertés de de l'Église gallicane / / Traités des droits et libertés de l'Église gallicane. P., 1715.

43. Postel G. De ce qui est premier pour réforme de monde. 1566. / / Dubois C.-G. Celtes et Gaulois au XVI siècle. Le développement littéraire d'un mythe nationaliste. P., 1972.

44. Pelletier Th. De l'inviolable et sacrée personne de Lois, Contre tous Assasins et Parricides qui ozent attenter sur leurs Majestez. P., 1610.

45. Richer Ed. De ecclesiastica et politica potestate Liber unus. A. Caen, 1612.

46. Tillet J. du. Mémoire et advis sur les libertés de l'Église Gallicane / / Ecclesiae Gallicanae in schismate statys: État de l'Église gallicane durant de schisme. 1594.1. ЛИТЕРАТУРА

47. Anquez L. Histoire des assemblées politique des réformées de France (1573-1622). P., 1859.

48. Baumgartner F.J. Change and continuity in the French episcopate: The Bishops and the wars of religione 1547-1610. Dyrham, 1986.

49. Варфоломеевская ночь: событие и споры. M., 2001.

50. Blet P. Le clergé de France et la monarchie. Étude sur les assemblées générales du clergé de 1615 à 1666.21. Rome, 1959.

51. Bedouelle G. L' Histoire de l'Église. P., 1996.

52. Block M. Les rois thaumaturges. P., 1983; Короли-чудотворцы. M., 1998.

53. Bonney R. L'absolutisme. P., 1989.

54. Bourgeon J.-L. Charles IX etlaSaint-Barthélemy. Genève, 1995.

55. Bourea.uA. La royauté sacrée dans le Monde Chrétien. Coll. de Royaumont, mars 1989. P., 1992.

56. Boureau A. Le simple corps du roi: L'impossible sacralité des souveraines françaises XV-XVIII. P., 1988.

57. Chaunu P. Église, culture et société. Essais sur Réforme et contre-Réforme (1517-1620). P., 1981.

58. Chaunu P. La temps de la Réforme. Histoire religieuse et système de civilisation. II. La Réforme protestante. P., 1975.

59. Coexister dans l'intolérance. L'édit de Nantes (1598). Études rassamblées par M. Grandjean et B. Roussel. Genève, 1998.

60. Contamine Ph. Des Pouvoires en France. 1200-1500. P., 1992.

61. Crouzet D. Les guerriers de Dieu. La violence au temps des troubles de religion vers 1525-1610.2 v. 1990.

62. Crouzet D. La nuit de la Saint-Barthélemy. Un rêve de la renaissance. P., 1995.

63. David M. La souveraineté et les limites juridique de pouvoire monarchique du IX-e au XV-e siècle. P., 1954.

64. Delumeau . Des Religions et des hommes. P., 1996.

65. Delumeau . Naissance et affirmation de la Réforme. P., 1988.

66. Delumeau /. Rassurer et protéger: Le sentiment de sécurité dans l'Occident d'autrefois. P., 1989.

67. Dictionnaire critique de théologie, pubLsous la directions de Jean-Ives Lacoste. P., 1998.

68. Doucet R. Les Institutions de la France en XVI-e siècle. P., 1948.

69. Drion Ch. Histoire chronologique de l'Église Protestante de France jusqu'à la révocation de l'Edit de Nantes. 2. V. St., 1855. V. 1.

70. Du-pinA.M. Manuel du droit public ecclésiastique François. P., 1845.

71. Emmanuelli F.-X. État et pouvoires dans la France de XVI-XVIII siècles. La métamorphose inachevée. P., 1992.

72. EsmeinA. Cours élémentaire d'histoire du droitFrançois. P., 1895.

73. Paye de Brys Ed. Trois Magistrats François au XVI-e siècle. P., 1844.

74. Felice G. Histoire des protestantes de France depuis l'origine de la réformation jusqu'au temps présent. P., 1851.

75. Fogel M. L'état dans la France moderne de la fin du XV-e au milieu du XVIII siècle. P., 1992.

76. Fouc¡ueray Henry Le P. Histoire de la compagnie de Jésus en France des origines à la suppression (1528-1762). T. 1,2. P., 1910.

77. François M. Le cardinal François de Tournon. L'État. Diplomat. Mécénat et Humaniste. P., 1951.

78. Garrisson G. LaSaint-Barthélemy. Brussells, 1987.

79. Garrísson J. Les Protestantes au XVI siècle. P., 1988.

80. Goubert P., Roche D. Les Françaises et l'Ancien Regime. 2 T. P., 1984.

81. Guenée B. Espase et État dans la France dubas Moyen Âge (XIV-XV). P./1968.1.bar de La Tour. Les origines de la Réforme. 4 v. P., 19021935.

82. Карееб Н.И. История Западной Европы в Новое время. T. I. Переход от средних веков к Новому времени. Ч. 1. Политические и социальные отношения в конце средних веков. СПб., 1898.

83. Карееб НИ. История Западной Европы в Новое время. T. II. История XVI и XVII веков. Ч. 1. Реформационное движение и католическая реакция. СПб., 1898.

84. Kantorowiez Е. The King's two bodies. Princeton, 1957.

85. Клячин В.П. Политические собрания и политическая организация кальвинистов во Франции в XVI в. Киев, 1888.

86. Копосов Н.Е. Абсолютная монархия во Франции XVI-XVÏÏ веков (государственный строй). Спецкурс. Л., 1984.

87. Royauté sacreé dans le monde chretien (colloque de Roy-aumont, mars 1989) publ. sous le direction de A. Boureau et Cl. Sergio Ingerflam.1.cler . Histoire de la tolérance au siècle de la Réforme. 21. P., 1955.

88. GoffJ. Reims, ville du sacré / Les lieux de mémoire. Sous la dir. de Pierre Nora. V. II: La nation. P., 1986.

89. Лелетр H. Католики и протестанты: религиозный раскол XVI века в новом освещении // Вопросы истории. 1997. № 10.1.stocquoy . Les évêques François au milieu du XVI-e siècle / / Revue d'histoire de l'église de France. V. 45. № 142. P., 1959.

90. Roy Ladurie E. L'État royal de Louis XI à Henry IV. 14601610. P., 1987.1.s Pouvoir monarchique et ses supports idéologiques aux XIV-XVII-e siècles / Éd. J. Dufournet P., 1992.

91. Лучицкий И.В. Гугенотская аристократия и буржуазия на юге после Варфоломеевской ночи. СПб., 1870.

92. Лучицкий И. В. Католическая лига и кальвинисты во Франции. Т. 1. Киев, 1877.

93. Лучицкий И. В. Феодальная аристократия и кальвинисты во Франции. Киев, 1871.

94. Лучицкий И.В. Проповедник религиозной терпимости в XVI веке. М., 1895

95. Люблинская А. Д. К вопросу о классовой природе французского абсолютизма (конец XV — середина XVII вв.) // Новая и новейшая история. 1979- № 4.

96. Люблинская А.Л Франция в начале XVII в. (1610-1620). Д., 1959.

97. Малов В. Н. Ж.-Б. Кольбер. Абсолютистская бюрократия и французское общество. М., 1991.

98. Mandrou R. Histoire de la civilisation française. 21. P., 1958.

99. Mandrou R. Histoire sociale, sensibilités collectives et mentalités. P., 1985.

100. Mandrou R. Introduction à la France moderne 1500-1640: essai de psychologie historique. P., 1989.

101. Mandrou R. Des humanistes aux hommes de science (XVI et XVII s.). P., 1973.

102. Martin V. Les origines du gallicanisme. 2 v. P., 1939.

103. Methivier H. V Ancien regime. P., 1968.

104. Michaud Cl. L'Église etl'Argent sous l'Ancien Regime. Les receveurs générales du clergé de France aux XVI et XVIII siècles. P., 1991.

105. MousnierR. L'assassinat d'Henry IV. P., 1964

106. Mousnier R. Les institutions de la France sous la monarchie absolue. 1598-1789. 2 T. P., 1974.

107. Mousnier R. État et société sous François 1-er. P., 1967.

108. Mousnier R. Les hierarchies sociales de 1450 à nos jours. P., 1969.

109. Olivier Ch. La paix de religion. L'Autonomisation de la raison politique au XVI siècle. P., 1997.

110. Perrens F.-T. L'Église et l'État en France sous Henry IV et Marie Médicis. 2 V. P., 1872.

111. PeronnetM. Les évêques de Г Ancienne France. 21. Lille, 1977.

112. Плешкова C.JI. Екатерина Медичи — черная королева. M., 1995.

113. ПлешкоВа С.Л. Проблема происхождения галлов во французской публицистике XVI в. / Вестн. Моск. ун-та. Серия 8. История. № 4. М., 1985.

114. ПлешкоВа С.Л. Реальности и мифы Варфоломеевской ночи // Вопросы истории. 1998, № 8.

115. Плешкова С.Л. Французская монархия и церковь (XV -середина XVI вв.). М., 1992.

116. Плешкова С.Л. Французская реформация (Спецкурс и переводы источников). Уч.-метод. пособие. М., 1993

117. Поршнев Б.Ф. Сущность феодального государства / Известия АН СССР. Серия истории и философии. М., 1950. T. VII. №5.

118. Поршнев Б.Ф. Феодализм и народные массы. М., 1964.

119. Ricket D. La France moderne: l'esprit des institutions. P., 1973.

120. Санжаров В. В. Государство и церковь во Франции в последней трети XIV-XV вв. Автореферат кандидатской диссертации. М., 1992.

121. Saulnier С. La Rôle politique du cardinal de Bourbon: 1529-1590. P., 1912.

122. Saupin G. Naissance de la tolérance en Europe au Temps modernes XVIe XVIIIe siècles. P., 1997.

123. Sérbat L. Assemblées du clergé de France. P., 1906.

124. Simon P. Le mythe royale. Lille, 1987.

125. Сказкин С.Д. Проблема абсолютизма в Западной Европе (время и условия возникновения) / Из истории средневековой Европы. М., 1957; Избранные труды по истории. М., 1973.

126. Thomas J. Concordat de 1516, ses origines, son histoire au XVI-e siècle. P., 1910.

127. Touchard /. Histoire des idées politiques. P., 1959.

128. Трофимова O.B. Галликанская церковь в государственной системе Франции в период гугенотских войн / Проблемы западноевропейского феодализма XII-XVÏÏ веков: Межвузовский сборник научных трудов. Иваново, 1989.

129. Уваров П.Ю. Французы XVI века-. Взгляд из Латинского квартала. М., 1993

130. Уваров П.Ю. Смерть тирана угодна Господу (Убийство королей Генриха III и Генриха IV) // Цареубийства. Гибель земных богов. М., 1998. С. 205-232.

131. Харизма королевской власти: миф и реальность. Круглый стол. Публикация материалов конференции 1995 г. // Средние века. Вып. 58.1995.

132. Хачатурян НА. Возникновение Генеральных штатов во Франции. М., 1976.

133. Хачатурян Н.А. Сословная монархия во Франции в ХШ-XV вв. М., 1989.1. Библиография 461

134. Цатурова С.К. Офицеры власти. М., 2002. Чистозвонов А.Н. Проблемы генезиса капитализма в европейских странах. М., 1966.

135. ЭльфондИ.Я. Тираноборцы. Саратов, 1991. Weill G. Les théories sur le pouvoir royal en France pendant les guerre de religion. P., 1892.