Эволюция дислокационного ансамбля, внутренние поля напряжений и фазовые превращения при пластической деформации сталей с различной структурой тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

ПОПОВА Наталья Анатольевна

ЭВОЛЮЦИЯ ДИСЛОКАЦИОННОГО АНСАМБЛЯ, ВНУТРЕННИЕ ПОЛЯ НАПРЯЖЕНИЙ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ СТАЛЕЙ С РАЗЛИЧНОЙ СТРУКТУРОЙ

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кавдвдата технических наук

^

Новокузнецк - 2005

л г

Работа выполнена в Государственном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Томский государственный архитектурно-строительный университет»

Научный руководитель:

доктор физико-математических наук, профессор

Козлов Эдуард Викторович

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Дударев Е.Ф.

доктор технических наук, профессор Батаев А.А.

Ведущая организация: Институт металловедения и физики металлов

ЦНИИ ЧерМет им И.П. Бардина

Защита состоится «29» ноября 2005 года в 12.00 часов на заседании диссертационного совета К212.252.01 в Сибирском государственном индустриальном университете по адресу: 654007, г. Новокузнецк, Кемеровской области, ул. Кирова,42

Факс: (3843)465792, e-mail: gromov@physics.sibsiu.ru

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Сибирского государственного индустриального университета

Автореферат разослан «/» ^■ 2005г.

Ученый секретарь диссертационного

совета кандидат технических наук, до- Куценко А.И.

цент

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Работа посвящена физике пластической деформации стали, превращениям в дефектной подсистеме и фазовым превращениям, вызванным пластической деформацией. Если до настоящей работы преимущественно исследовались вызванные пластической деформацией мартенситные превращения (у —> а', у —> е) и превращения остаточного аустенита (у -> а + карбиды), то в представленной работе основное внимание уделено принципиально другим превращениям. Прежде всего, это карбидные превращения:

1) измельчение и растворение цементита;

2) перераспределение углерода с локализацией его на субграницах и дислокациях;

3) сначала растворение, затем формирование на новых местах частиц специальных карбидов.

Другой тип превращений, также рассмотренных в настоящей работе, - это превращения в дефектной подсистеме. Эти превращения происходят на двух структурных уровнях. Во-первых, на дислокационном уровне. Здесь количественно изучены превращения сетчатой дислокационной субструктуры в ячеистую и затем во фрагментированную субструктуру. Во-вторых, рассмотрены превращения дислокационных ячеек, субзерен и фрагментов с особым выделением анизотропных, изотропных и бездислокационных фрагментов. Установлены источники внутренних полей напряжений и определен характер изгиба-кручения кристаллической решетки.

Особое внимание было уделено анализу выполнимости и применимости соотношения Зинера для фрагментированной субструктуры. Это соотношение связывает средний размер зерен с размерами и объемной долей частиц, декорирующих их границы. В настоящей работе это соотношение было впервые применено к границам фрагментов. Непосредственными электронно-микроскопическими измерениями показано, что закономерности взаимодействия границ фрагментов и карбидных частиц также подчиняется соотношению Зинера.

Научная новизна. В работе впервые проанализировано иерархическое строение сталей в соответствии с идеологией структурных уровней. Классифицированы последовательности субструкгурных превращений при пластической деформации и других воздействий на сталь. Впервые детально с количественными оценками измерен спектр источников дальнодейЬтвующих полей напряжений и оценена их амплитуда в субструктуре на различных структурных уровнях. Установлено, что, во-первых, наиболее высокий уровень внутренних напряжений характеризуют локальные участки материала и, во-вторых, с ростом объема усреднения (субструктурные образования) средний уровень напряжений уменьшается. Классифицированы участки зарождения новых субструктур, в частности фраг-ментированных, и показано, что они связаны с локализацией внутренних напряжений. Тем самым доказана релаксационная природа части субструктурных пре-

А

вращений. Показано, что в сталях, как и в других, ранее исследованных, материалах стадии пластической деформации тесно связаны с эволюцией субструктуры.

Впервые количественно изучены карбидные превращения и закономерности перераспределения углерода в ходе пластической деформации. Показана связь карбидных превращений с формирующейся субструктурой. Количественно описаны закономерности перераспределения карбидов и атомарного углерода в зависимости от стадий деформации и типа формирующихся субструктур.

Научная ценность и практическая значимость. Работа посвящена физике структуры современных сталей, физическим закономерностям субструктурных и фазовых превращений, протекающим при пластической деформации, и, наконец, диагностировке источников и определению амплитуды внутренних полей напряжений. Проблема разрушения сталей определяется несколькими факторами: 1) уровнем внутренних напряжений; 2) их локализации и 3) развитием субструктуры. Установлено, что у такого прочного и пластичного материала, как сталь, трещины зарождаются в местах локализации внутренних напряжений, а затем распространяются по границам и субграницам с заметной разориентировкой. Из этого очевидно, что результаты, полученные в работе, имеют практическое применение. Другая проблема прочности стали - это проблема скрытого упрочнения. Поскольку в ходе деформации часть карбидов растворяется, то освободившийся углерод располагается, во-первых, на дефектах кристаллического строения и, во-вторых, в твердом растворе. Закономерности этого явления подробно изучены в работе. Осаждение углерода на дислокациях приводит к упрочнению по механизму Коттрелла, а образование твердого раствора в а-фазе - к твердорастворному упрочнению. Таким образом, в работе с пользой для практического применения вскрывается эффект скрытого упрочнения стали.

Положения, выносимые на защиту. На защиту выносятся следующие положения:

1. Схема структурных уровней, реализующаяся в сталях, и экспериментальное подтверждение данными электронной микроскопии.

2. Спектр источников внутренних полей напряжений.

3. Роль релаксации внутренних напряжений в формировании субструктурных превращений.

4. Связь эволюции дислокационной и карбидной подсистем со стадийностью пластической деформации стали.

5. Закономерности карбидных превращений и локального перераспределения атомов углерода при термическом и деформационном воздействии.

Апробация работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях и семинарах: всесоюзной научной конференции "Современные проблемы повышения качества металла" (Донецк 1978); II координационном семинаре по деформационному упрочнению сталей (Барнаул, 1979); Зональном (Западная Сибирь) семинаре по прогрессивным методам упрочнения де-

, . 4

А.- .

•я* : кг -1

талей машин и инструмента (Томск 1980); семинаре «Пластическая деформация и актуальные проблемы прочности сплавов и порошковых материалов» (Томск 1982); X-XIII Всесоюзных конференциях по физике прочности и пластичности металлов и сплавов (Куйбышев 1983, 1986, 1989, 1992); постоянном семинаре «Физико-технологические проблемы поверхности металлов. Физика и технология упрочнения поверхности металлов» (III заседание) (Ленинград 1984); постоянном семинаре «Роль дефектов в физико-механических свойствах твердых тел» (Барнаул 1985, 1988); объединенном заседании трех постоянных Всесоюзных семинаров «Поверхности раздела, структурные дефекты и свойства металлов и сплавов» (Череповец 1988); VI Всесоюзной конференции «Физика разрушения» (Киев 1989); 4-ой республиканской конференции «Субструктурные упрочнение металлов» (Киев 1990); третьей республиканской научно-технической конференции «Применение электронной микроскопии в науке и технике» (Минск 1991); второй конференции по высокоазотистым сталям (Киев 1992,1993); I—III Международных школах-семинарах «Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах». (Барнаул 1992, 1994, 1996); первой международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Новгород 1994); Strength of Materials (Japan 1994); IX Международной конференции «Взаимодействие дефектов и неупругих явлений в твердых телах» (Тула 1997); Kurdyumow Memorial International Conference on Martensite - KUMICOM, 99 (Moscow 1999); XXXVI Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Витебск 2000); XXXIII семинаре «Актуальные проблемы прочности», посвященные памяти В.А. Лихачева (Санкт-Петербург 2001); V-VI Международных семинарах «Современные проблемы прочности» имени В.А. Лихачева (Старая Русса 2001, 2003); IX Международном семинаре «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов 'ДСМСМС-2002'» (Екатеринбург 2002).

Публикации. Результаты работы опубликованы в 4-х монографиях, 47 статьях и 62 тезисах докладов. Список основных работ приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, шести глав, основных выводов и списка цитируемой литературы, включающего 290 наименований. Диссертация содержит 297 страниц, в том числе 112 рисунков и 17 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении кратко формулируются основные проблемы, объекты исследования. Описаны актуальность проблемы, научная новизна, практическая ценность и положения, выносимые на защиту.

Первая глава «Основные сведения о структуре и фазовом составе сталей» является обзорной и состоит из восьми разделов. В этой главе изложены основные литературные данные об аустенитных, перлитных и мартенситных сталях. Описан их фазовый состав, уделено внимание морфологии сталей, их кристаллической структуре. Обзор проведен для сталей, близких по химическому составу к пред-

ставленным в работе, и касается тех характеристик структуры, которым было уделено внимание в настоящем исследовании.

Рассмотрение структуры сталей в диссертации проводится с точки зрения конкретных структурных уровней, поэтому в данной главе даны также общие понятия о структурных уровнях и представлены таблицы с указанием наименований этих уровней и их масштабов для каждого класса сталей, описанных в работе.

Вторая глава «Материал и методика исследования» содержит описание материала и методики его исследования и включает четыре раздела.

В качестве материала исследования использовались следующие стали: 1) мартенситного класса Э4ХНЗМФА в литом и катаном состояниях и стали ЗОХГСА и 10Х5М в катаном состоянии; 2) сталь перлитного класса 9ХФ; 3) фер-рито-перлитного класса стали 20кп и 20Г2Р в состоянии после горячего волочения, катаная сталь 70ХГСА и сталь 10 после термоциклирования; 4) аустенитные стали 110Г13 с содержанием углерода 0,4 и 1,2 вес.% и марганца 6, 12 и 18 вес.% в состоянии после ковки, стали из листового проката Х18Н15 с содержанием азота 0,077 и 0,22 вес.% и Х18АГ15 с содержанием азота 0,176 и 0,32 вес.%. Кроме того, исследовались металлы и сплавы с ОЦК (армко-железо) и ГЦК (Си, №3Ре) решеткой, а также микрокристаллическая медь.

Варьирование параметрами закалки и отпуска, а также химическим составом для стали мартенситного класса 34ХНЭМФА позволило получить не только различный размер зерна (а значит и различный размер структурных составляющих мартенсита), но и различное соотношение структурных составляющих мартенсита, различный тип, форму и размеры выделений карбидных фаз, а также их расположение.

Деформирование исследуемых сталей проводилось различными способами: сжатием и растяжением при комнатной температуре, холодной и горячей прокаткой. Материалы: армко-железо, сплав Г^Ре и поликристаллическая медь были подвергнуты воздействию низкоэнергетической плазмы газового разряда.

Структурные исследования проводились методами оптической и электронной дифракционной микроскопии и рентгеноструктурного анализа. Определение фазового состава материала проводилось по изображениям, подтвержденным микродифракционными картинами и темнопольными изображениями, полученными в рефлексах соответствующих фаз. Проведена количественная обработка всех основных параметров структуры среднего размера зерна, средних размеров структурных составляющих сталей и их объемных долей; объемной доли материала, занятого каждым типом дислокационной субструктуры; скалярной и избыточной плотности дислокаций; амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки; плотности субграниц; размеров, плотности распределения частиц карбидных фаз и их объемных долей.

Третья глава «Строение зерна и Мезоуровень» состоит их шести разделов. Исследование структуры материалов в работе проведено в основном методом электронной дифракционной микроскопии в интервале увеличений 4000-80000

крат на различных структурных уровнях. Это <верно», «Мезоуровень» и «Дислокационный уровень». Каждый структурный уровень разделен на несколько масштабных подуровней.

Во всех исследованных в работе материалах после закалки и отпуска наблюдается обычная полиэдрическая зеренная структура. В недеформированных материалах зерна, как правило, равноосные, их средние размеры лежат в интервале 20-90 мкм. Для такого размер зерна, во-первых, нет эффекта крупнозернисто-сти и разнозернистости и, во-вторых, зеренная структура при таких размерах может быть отнесена в исходном состоянии к квазиравновесной. Для квазиравновесной зеренной структуры характерна одномодальная функция распределения, что имеет место для всех исследованных в работе материалов. Максимум функции распределения, как правило, находится вблизи среднего значения.

Хотя были классифицированы уровни совершенно разных материалов с ГЦК и ОЦК решетками (чистые металлы и сложнолегированные стали с аусте-нитной, мартенситной, перлитной и феррито-перлитной структурой), следует

констатировать качественное подобие картин структурных уровней в этих различных материалах, а именно, внутри зерен размещаются колонии пластинчатых структур однофазных или двухфазных (цементит-феррит, мар-тенсит-аустенит).

Схематически картина этого подобия с указанием масштабов приведена на рис.1.

В данной главе рассмотрены: а) структуры, возникшие в ходе фазовых превра-

Рис 1 Схематическое изображение элементов структурных уровней для щений (мартен-различного класса сталей СИТ; перлит), и

Структурный уровень Мартене итная сталь Перлишая сталь Аустетпная сталь

Зерш Пакет Перлишая двойни да в, г-и&ртснеота, труппа полое 25 х 40м км

X у / Плстаны 20 х 45м км 30 х40икм

Мезоуровень Пакет реек 11111 4 х9мкм Перлишая юлония /////10 х20мки Пакет двойников, е-мартенсита, полос //// 5 х 20м км

Рейха / 0,2х8,0мкм Пластина РезС / Двойник, пластина е-мартенсета, полоса / 0,1 х20мжм

б) структуры деформационного происхождения (в аустените - это полосовая субструктура, пакеты микродвойников, пакеты пластин е-мартенсита). Общим для всех видов полосовых структур является: 1) параллельные субграницы разной степени совершенства, составляющие основу каждой структуры; 2) наличие разо-риентировок; 3) поляризация дислокационной структуры внутри полосовых структур. Отличительные особенности: 1) ориентация границ полосовых структур относительно границ зерен: в одних материалах полосовые структуры ориентированы в разных направлениях, в других охватывают однонаправлено весь объем зерна, по крайней мере, на момент своего образования; 2) различная природа образования границ полосовых структур; 3) величина и детали разориентировок; 4) последствия деформации: в одних материалах деформация приводит к фрагментации, в других - к фазовым превращениям.

Необходимо подчеркнуть, что все пластинчатые структуры независимо от механизма их формирования (мартенситное - образование пакетов реек; диффузионное - образование перлитных колоний; деформационное - образование микродвойников и полосовой субструктуры; фазовое - образование £-мартенсита) гете-рогенно зарождаются на границах зерен.

В четвертой главе «Структурный уровень «Дислокационный ансамбль» продолжено рассмотрение структуры. Во всех исследованных материалах основная последовательность структурных превращений внутри реек и пластин мартенсита (ОЦК-мартенситная сталь), пластин феррита и цементита (ОЦК-перлитная и феррито-перлитная стали) и двойников деформации (ГЦК металлы и сплавы) такая: сетки => ячейки => фрагменты. При этом фрагменты, как более крупные образования, могут либо содержать, либо не содержать в себе дислокационную структуру (сетчатую или ячеистую). В мартенситных сталях фрагменти-рованная субструюура образуется как в результате термообработки, так и при деформации стали. Фрагмент кристалла пакетного мартенсита отличается от фрагмента однородного материала тем, что часть его границы, как правило, одновременно является частью границы рейки. Фрагментация всегда возникает в тех местах, где в процессе мартенситного превращения возникли наибольшие по амплитуде напряжения. Внутри фрагментов наблюдается либо хорошо развитая сетчатая или ячеистая субструктура, либо дислокации вообще отсутствуют. Все фрагменты, формирующиеся в пакетном мартенсите, имеют неравноосную форму. Они удлинены вдоль границы рейки. Ширина их приблизительно равна половине ширины рейки, т.е. ~ 0,1 мкм. Это именно тот размер, который является конечным в цепочке превращений дислокационных субструктур для многих материалов. Длина фрагментов наряду с дислокационными взаимодействиями контролируется, по меньшей мере, еще двумя факторами: 1) продольным размером рейки и 2) расстоянием между частицами, расположенными внутри мартенситных реек. Оба фактора задаются термической и пластической обработкой. Образуется три типа фрагментов: анизотропные фрагменты с сетчатой (рис.2а) и ячеистой

0.2 mkj

Фрагменты с сетчатой субструктурой

0,2 мкм

Фрагменты, свободные от дислокаций

Рис.2 Типы фрагментов (• - частицы специальных карбидов; — - частицы цементита)

(рис.2б) дислокационной субструктурой и изотропные фрагменты, свободные от дислокаций (рис.2в).

Фрагментированная субструктура является весьма важной субструктурой для исследуемых в работе материалов потому, что она замыкает цепочку субструктурных превращений и новая после не образуется, может лишь происходить измельчение фрагментов. Важной особенностью является и разделение фаз - в хорошо развитой фрагментированной субструктуре карбидные фазы находятся лишь на границах и в стыках фрагментов (рис.2в). Все это подтверждает стремление системы к минимуму локальной энергии и высокой стабильности фрагментированной субструктуры.

Выделение вторых фаз на границах фрагментов, как известно, закрепляет эти границы

и, тем самым, стабилизирует субструктуру. В этой связи встает проблема оптимизации количества второй фазы и размера ее частиц, которые смогли бы препятствовать миграции границ кристаллов матрицы и, тем самым, росту фрагментов (субзерен). Критическое соотношение между размером фрагмента (субзерна, зерна) и параметром второй фазы (соотношениеЗинера) имеет следующий ввд:

где В = const. В настоящей работе проведены исследования закономерности стабилизации фрагментированной субструктуры, возникающей в сталях, где второй фазой являлись специальные карбиды М2С и М6С. Для этого были исследованы стали мартенситного класса ЗОХГСА и 10Х5М. В результате установлено, что размеры фрагментов (D) и карбидов (d) связаны прямолинейным соотношением D = f\Jd), а размеры фрагментов (D) и объемная доля карбидов (8) линеаризуются зависимостью D1 =/(1-5). При этом установлен и критический размер карбидов, не захватываемый границами фрагментов. Он равен 10 нм. Оказалось, что между объемными долями карбидов, находящихся внутри фрагментов, и карбидов, нахо-

дящихся на их границах, существует линейная связь.

Как термическая обработка всех исследованных в работе материалов, так пластическая деформация приводят к внутренним напряжениям. В работе были установлены их источники. Ими являются: карбидные частицы (особенно крупные), группы частиц, присутствующие внутри и на границах мартенситных кристаллов, границы и стыки зерен, полос, двойников и места торможения микродвойников в аустенитных сталях, трещины. С ростом степени пластической деформации градиент кривизны-кручения по материалу нарастает. Это проявляется как в изменении ширины экстинкционных контуров вдоль их длины, так и в их искривлении.

Амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки и дальнодейст-вующие поля напряжений изменяются по мере удаления от их источника. Высокие значения кривизны-кручения кристаллической решетки (избыточная плотность дислокаций, дальнодействующие поля напряжений) встречаются локально, а по мере роста объема усреднения амплитуда этих величин уменьшается. В сталях мартенситного класса экспериментально показано, что по мере увеличения объема усреднения (внутри и вблизи карбидных частиц, в пределах отдельной мартенситной рейки, пластины, зерна) уменьшается амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки. Меняется и характер этих искажений. При больших амплитудах и малых объемах усреднения они носят полностью или частично упругий характер, при больших объемах усреднения - чисто пластический. Тем самым искажения целиком обязаны избыточной плотности дислокаций. Подчеркнем, что все перечисленные объемы усреднения соответствуют различным структурным уровням и подуровням. Вследствие этого хорошо видна роль структурных уровней в формировании полей напряжений.

Кривизна-кручение кристаллической решетки зависит также от типа субструктуры: в ячеистой субструктуре она выше, чем в сетчатой. В бездислокационных фрагментах дальнодействующие поля напряжений практически отсутствуют. Установлено, что места локализации наивысших значений амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки совпадают с местами зарождения фрагменти-рованной субструктуры, причем, чем выше в той или иной составляющей величина амплитуды кривизны-кручения, тем быстрее в этих местах происходит фрагментация. Таким образом, формирование фрагментированной субструктуры во многом обязано понижению упругой энергии кристалла.

Подобные исследования внутренних полей напряжений проведено и на сталях аустенитного класса. Установлено, что местами локализации наибольших значений амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки являются места зарождения полосовой субструктуры, деформационных микродвойников и пластин е-мартенсита, причем в полосовой субструктуре поля напряжений выше. Это означает, что образование микродвойников и е-превращение есть релаксационные процессы.

Пятая глава «Стадии пластической деформации. Эволюция субструктуры»

посвящена изучению стадийности кривых течения однофазных аустенитных сталей и сталей со сложной структурой (многофазные стали мартенситного класса). В результате было установлено, что как в однофазных сталях аустенитного класса, так и в многофазных сталях мартенситного класса, исследованных в работе, наблюдается стадийность зависимостей «о - е». Как и в ГЦК однофазных деформированных материалах, для сталей аустенитного и мартенситного классов свойственно следующее: а) стадию со снижающимся либо повышающимся коэффициентом деформационного упрочнения сменяет стадия с почти постоянным © и б) для четных стадий характерно постоянство коэффициента 0, для нечетных - его изменение.

В стали мартенситного класса 34ХНЭМФА при деформации сжатием на зависимостях «о - е» присутствуют только стадии III и IV, при деформации растяжением - стадии III - VII. Это обусловлено реализацией стадий с локальной деформацией - образованием на образце шеек. Первая шейка появляется в начале стадии III, вторая - в начале стадии IV, т.е. каждый этап локализации деформации (образование шейки) связан со сменой стадии деформационного упрочнения. При этом каждый раз выполняется условие Бэкгофена-Консидера (а = 0).

Оказалось, что в исследованных в работе сталях мартенситного класса независимо от их химического состава, условий выплавки и термической обработки основные закономерности стадийности зависимостей «ст - е» во многом подобны. Это обусловлено качественно одинаковой исходной микроструктурой - наличием в них субграниц пакетного мартенсита, что в значительной степени определяет эволюцию их микроструктуры при деформации.

Деформационное упрочнение аустенитных сталей было детально изучено для двух групп: 1) исходное состояние стали - аустенит и сталь устойчива к мар-тенситным превращениям в процессе пластической деформации и 2) исходное состояние стали - аустенит, но в процессе деформации происходит образование мартенситных фаз. Было показано, что в сталях первой группы смена стадий деформационного упрочнения происходит вследствие превращения дислокационных субструктур и появления непрерывных разориентировок, в сталях второй группы - вследствие фазового превращения (у -> б и у е').

Во всех исследованных сталях на каждой стадии деформации одновременно сосуществует несколько типов дислокационных субструктур, одна из которых всегда является доминирующей (рис.3-4). А именно: стадия III связана с дислокационным скольжением и накоплением непрерывных разориентировок; на стадии IV появляется новый тип субструкгуры - анизотропные фрагменты, т.е. появляются дискретные разориентировки; стадия V опять связана с изменением типа дислокационной субструктуры - появлением изотропных фрагментов, границы которых становятся подвижными. Их доля непрерывно нарастает на стадии VI. Переход от стадии VI к стадии VII связан с постепенным включением всех существующих в материале границ в поворотную моду деформации. Это происходит на фоне изменения и усиления поворотных мод деформации и к концу стадии VII практически

1,0

0,6 0,4 0,2

— ■ т—— 'И | • IV V VI VII

1 1 1 » ^ » ^ 1 •"4

У \ 0 1

0 0,2 0,4 0,6 0,8 е

Рис 3 Изменение объемной доли нефрагмен-тированных сетчатой (1) и ячеистой (2) субструктур и фрагментов с сетками (3), ячейками (4) и бездислокационных (5) от степени пластической деформации в стали 34ХНЗМФА

0,2 0,4 0,6 0,8 е Рис 4 Зависимость количественных параметров субструктуры от степени пластической деформации в мартенсигной стали Э4ХНЗМФА 1 - скалярная плотность дислокаций р, 2 - избыточная плотность дислокаций р±; 3 - плотность границ анизотропных фрагментов Ш; 4 - плотность границ изотропных фрагментов Ш

100% материала оказывается фраг-меитировано, причем ~50% составляют изотропные фрагменты.

Проведенное сравнение формирования дислокационных субструктур в сталях мартенситного класса при отжиге и при пластической деформации показало, что как при отжиге, так и при пластической деформации сталей присутствует один и тот же набор субструктур. Однако при отжиге эти субструктуры формируются при непрерывном уменьшении скалярной и избыточной плотности дислокаций, а при пластической деформации - при изменении их по кривой с максимумом. Процесс фрагментации при отжиге протекает интенсивнее, чем при пластической деформации, но образование изотропных (бездислокационных) фрагментов и связанная с ним миграция границ фрагментов протекают более интенсивно в условиях пластической деформации.

В шестой главе «Фазовые превращения в карбидной подсистеме и их связь с субструктурой» проведено исследование фазовых превращений, происходящих в катаной стали 34ХНЭМФА, подвергнутой холодной пластической деформации растяжением. Показано, что изменения в дефектной подсистеме деформируемой стали и фазовые превращения в ходе пластической деформации тесно взаимосвязаны не только качественно, но и количественно.

Техника количественных исследований заключалась в определении типа карбидов, их размеров, плотности распределения, а также мест их локализации в различных дислокационных субструктурах мартенситных реек и пластин. Проведенные количественные измерения показали, что в ходе пластической деформации частицы цементита разрушаются полностью, частицы специальных карбидов - частично (рис.5). Сравнение рис.5 с рис.3 свидетельствует о том, что формированию сетчатой и ячеистой субструктур соответствует разрушение карбидной фазы, фрагментированной - образование новой фазы (специальных карбидов). Ока-

6,% Ш IV V VI VII

2,0

1,6 1,2

0,8 -

0,4 ' \ ч

О 0,2 0,4 0,6 0,8 Е Рис.5 Изменения объемных долей

залось, что цементит может существовать или в сетчатой дислокационной субструкгуре (во взаимодействии с индивидуальными дислокациями), или на границах реек. На субграницах деформационного происхождения и внутри изотропных (бездислокационных) фрагментов цементит оказывается неустойчивым. Специальные карбиды напротив - более устойчивы на субграницах деформационного происхождения. Кроме того, во фрагментированной субструктуре все карбиды разрушаются медленнее, чем в нефрагментированной. Карбиды на границах, независимо от происхождения этих границ (закалочного или деформационного), карбидных фаз 8 со степенью пласта- всегда стабильнее. Причем, чем ближе дисло-

ческой деформации в катаной отпу- __,

щенной стали 34ХНЭМФА 1 - кационная стРУктУРа к совершенным (изотроп-объемная доля цеменпгга, 2 - специ- ным) фрагментам, тем выше доля локализации альных карбидов карбидов на границах: в нефрагментированной

субструкгуре (где присутствуют лишь границы мартенситных кристаллов) к концу деформации соотношение карбидов, находящихся на границах и внутри, почти выравнивается, в анизотропных фрагментах - стабилизируется на уровне 2.5, а в изотропных - стремится к бесконечности. Т.е., чем выше деформация и совершеннее субструктура, тем большая доля карбидов находится на границах.

Карбидные превращения в ходе пластической деформации, как известно, не протекают сами по себе. При этом атомы углерода из разрушенных карбидных

частиц должны перейти в другое фазовое состояние. Было изучено и детализировано перераспределение атомов углерода при пластической деформации отпущенной мартенситной стали Э4ХНЗМФА (рис.6). Сравнение рис.б с рис.4 свидетельствует, что при деформации атомы углерода сначала захватываются из карбидов скользящими дислокациями, кото-о о,2 0 4 об 08 е Рые теряют их затем в твердом растворе. Рис.6. Распределение углерода в стали В твердом растворе эти атомы находятся Э4ХНЗМФА по местам его локализации в в местах с повышенной кривизной-зависимости от степени пластической де- кручением кристаллической решетки. На формации: в карбидах, находящихся вну^и дефекгах объемная доля углерода нарас-(1) и на границах (2) мартенситных пластин т ' r г

и реек, в твердом растворе (3) и на дефекгах тает в Д"53 этапа: ]) захват атомов углеро-(4) Пунктирной линией отмечено общее да дефектами из разрушенных карбидов; содержание углерода в стали 2) уход атомов углерода из твердого рас-

твора при образовании границ изотропных фрагментов. Проведенные исследования показали, что на дефектах углерода меньше всего в сетчатой субструюуре, больше - в ячеистой, самое большое количество углерода - во фрагментирован-ной субструктуре. В этой последовательности большая часть атомов углерода переходит с вакансий и дислокаций на границы фрагментов, закрепляя их.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Качественная картина структурных подуровней «Мезоуровня» исследованных в работе сплавов и сталей однофазных и двухфазных на базе ГЦК и ОЦК решеток подобна. Для исследованных сталей типичным является наличие пластинчатых образований. Внутри зерен размещаются колонии пластинчатых однофазных структур (пакеты реек, двойников, пластин е-мартенсита) или пластинчатых двухфазных (цементит-феррит, мартенсит-аустенит, аустенит- е-мартенсит). Они возникают или в результате фазового перехода, или при пластической деформации. Все пластинчатые структуры независимо от механизма их образования гетерогенно зарождаются на границах зерен. По своим закономерностям поведения и свойствам к пластинчатым структурам примыкают и полосовые структуры, сформированные пластической деформацией.

2. Установлено, что во всех исследованных в работе материалах с ГЦК и ОЦК решетками последовательность дислокационных структурных превращений подобна во всех случаях: дислокационные сетки => дислокационные ячейки => дислокационные фрагменты. Эта последовательность не зависит ни от вида термической обработки материалов, ни от вида воздействия (деформация холодной и горячей прокаткой, растяжением, сжатием, волочением; воздействие плазмой газового разряда; термоциклирование) и подобна превращению в ГЦК моно- и поликристаллах. Фактор, управляющий этой последовательностью, - скалярная плотность дислокаций.

3. В сталях с ОЦК решеткой фрагменты можно разделить на первичные (анизотропные) и вторичные (изотропные). Анизотропные фрагменты содержат внутри себя дислокационную структуру (сетчатую или ячеистую), изотропные -свободны от дислокаций. Фрагментированная структура, в свою очередь, испытывает превращение. Анизотропные фрагменты превращаются в изотропные. В процессе этого превращения внутри анизотропных фрагментов развивается дислокационная структура, по своей схеме, повторяющая первичное субструктурное превращение: сетки =s> ячейки => фрагменты. В ходе этих превращений размер фрагментов постоянно уменьшается.

4. Показано, что микрозерна ультрамелкозернистой меди и фрагменты стали (образующиеся как при пластической деформации, так и при отпуске стали) могут быть сопоставлены и по размеру микрозерен меди и фрагментов стали, и по типу дислокационной структуры в них, и по расположению частиц вторых фаз.

5. Подтверждена выполнимость соотношения Зинера между размером фрагментов (D) и параметрами второй фазы (d - диаметр, 5 - объемная доля второй

фазы), находящейся на их границах: D = В d/S. Это соотношение отвечает стабилизации фрагментированно-карбидной структуры. Размеры фрагментов (D) и карбидов (d) связаны линейным соотношением п = f(-Jd), а размеры фрагментов (D) и объемная доля карбидов (5) линеаризуются зависимостью D2 - /(1 - 8).

6. Идентифицированы источники и измерены амплитуды дальнодействую-щих полей напряжений. Определен характер изгиба-кручения кристаллической решетки в зависимости от объема усреднения. В сталях мартенситного класса показано, что по мере увеличения объема усреднения: карбидная частица ->• отдельная рейка -> пакет, пластина -» зерно уменьшается амплитуда кривизны-кручения решетки. Меняется и характер искажений- при малых объемах усреднения (и больших амплитудах х) они носят полностью или частично упругий характер, при больших объемах усреднения (и малых амплитудах %) - чисто пластический и обязаны исключительно избыточной плотности дислокаций. Амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки зависит от типа субструктуры: в ячеистой она вьппе, чем в сетчатой. Во вторичных бездислокационных фрагментах поля напряжений практически отсутствуют.

7. Субструктурные превращения во многом связаны с релаксацией полей напряжений. Установлено, что места локализации наивысших значений амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки совпадают с местами зарождения фрагментированной субструктуры, причем, чем выше в той или иной составляющей величина амплитуды кривизны-кручения, тем быстрее в этих местах происходит фрагментация. Таким образом, формирование фрагментированной субструктуры во многом обязано понижению энергии кристалла вследствие снятия внутренних дапьнодействующих полей напряжений. В сталях аустенитного класса местами локализации наибольших значений амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки являются места зарождения полосовой субструктуры, деформационных микродвойников и пластин Е-мартенсита, причем в полосовой субструктуре поля напряжений выше. Это означает, что образование микродвойников и е-превращение есть релаксационные процессы.

8. Прямыми количественными измерениями установлено, что в высокоот-пущенной катаной стали мартенситного класса 34ХШМФА в ходе пластической деформации происходит разрушение и образование карбидов. Показано, что частицы цементита разрушаются полностью, частицы специальных карбидов - частично. Процессы разрушения и образования карбвдов коррелируют со стадиями пластической деформации и типом формирующихся дислокационных субструктур. На стадии III, когда, формируются сетчатая и ячеистая субструктуры, карбиды исчезают наиболее быстро. В дальнейшем скорость разрушения цементита остается постоянной на всех стадиях пластической деформации. Для специальных карбидов формирование изотропных фрагментов на стадии IV замедляет темп их разрушения, а ускоренный рост объемной доли изотропных фрагментов на стадиях VI-VII приводит к образованию специальных каобидов. На структурном уровне «Дислокационный ансамбль» в сетчатой субструктуре происходит разрушение

карбидов и уход атомов углерода на дефекты и в твердый раствор, в ячеистой субструктуре процесс перераспределение атомов углерода оказывается почти подавленным, во фрагментированной - происходит собирание атомов углерода с дефектов и из твердого раствора в специальные карбиды.

9. Устойчивость карбидных частиц зависит от их локализации. Установлено, что цементит может существовать или в сетчатой дислокационной субструктуре (во взаимодействии с индивидуальными дислокациями), или на границах реек. На субграницах деформационного происхождения и внутри изотропных (бездислокационных) фрагментов цементит неустойчив. Специальные карбиды напротив -более устойчивы на субграницах деформационного происхождения. Во фрагментированной субструктуре все карбиды разрушаются медленнее, чем в нефрагмен-тированной. Специальные карбиды, расположенные на границах фрагментов, независимо от происхождения этих границ (закалочного или деформационного), всегда стабильнее. Причем, чем выше деформация и совершеннее субструктура, тем большая доля карбидов находится на границах.

10. На структурном уровне «Дислокационный ансамбль» установлено быстрое растворение карбидов в сетчатой субструктуре, более медленное в - ячеистой и образование новых карбидов - во фрагментированной. В сетчатой субструктуре преобладает цементит, в ячеистой - специальные карбиды, во фрагментированной субструктуре цементит полностью отсутствует.

11. Изучено и детализировано перераспределение атомов углерода при пластической деформации отпущенной мартенситной стали 34ХНЭМФА. Установлено, что атомы углерода находятся в трех различных состояниях: в твердом растворе, на дефектах кристаллической решетки и в карбидах. Детально изучено состояние атомов углерода на дефектах. Показано, что концентрация углерода в стали связана линейной зависимостью со скалярной плотностью дислокаций и плотностью границ фрагментов. При деформации атомы углерода сначала захватываются из карбидов скользящими дислокациями, которые теряют их затем в твердом растворе. Атомы углерода в твердом растворе находятся в местах с повышенной кривизной-кручения кристаллической решетки. На дефектах углерода меньше всего в сетчатой субструктуре, больше - в ячеистой, самое большое количество углерода - во фрагментированной субструктуре. В этой последовательности большая часть атомов углерода переходит с дефектов на границы фрагментов, закрепляя их.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Громов В.Е., Козлов Э.В.,... Попова H.A. и др. Физика и механика волочения и объемной штамповки. - М.: Недра, 1997. - 293с.

2. Козлов Э.В., Громов В.Е., Коваленко В.В., Попова H.A., Жулейкин С.Г. Градиентные структуры в перлитной стали. - Новокузнецк: СибГИУ, 2004. -224с.

3. Попова H.A., Игнатенко JI.H., Козлов Э.В. Деформационное упрочнение и накопление дефектов аустенитной стали 110Г13 // Дислокационная и домен-

ная структура и деформационное упрочнение сплавов. - Томск: ТГУ, 1984. -С.72-80.

4. Попова H.A., Лапскер И.А. О роли двойников деформации и отжига в формировании механических свойств ГЦК сплавов // Пластическая деформация сплавов. - Томск: ТГУ, 1986. - С.240-248.

5. Козлов Э.В., Лычагин Д.В., Попова H.A., Тришкина Л.И., Конева H.A. Даль-нодействующие поля напряжений и их роль в деформации структурно-неоднородных материалов // Физика прочности гетерогенных материалов. -Л.:ФТИ, 1988.-C.3-13.

6. Козлов Э.В., Попова H.A., Григорьева H.A., Игнатенко Л.Н., Ковалевская Т.А., Теплякова Л.А., Чухин Б.Д. Стадии пластической деформации, эволюция субструктуры и картина скольжения в сплавах с дисперсным упрочнением // Изв. вузов. Физика. - 1991. - №3. - С.112-128.

7. Козлов Э.В., Терешко И.В., Ходырев В.И., Попова H.A., Игнатенко Л.Н., Липский Э.А. Формирование дефектной структуры при воздействии на металлы плазмы газового разряда // Изв. вузов. Физика. - 1992. - № 1. - С. 14-19.

8. Козлов Э.В., Теплякова Л.А., Попова H.A. Иванов Ю.Ф., Лычагин Д.В., Игнатенко Л.Н., Конева H.A. Полосовая субструктура и структура пакетного мартенсита. Сопоставление путей эволюции // Изв. вузов. Физика. - 1992. -№10.-С.13-19.

9. Козлов Э.В., Попова H.A., Игнатенко Л.Н. Теплякова Л.А., Клопотов A.A., Подковка В.П. Субструктурные и карбидные превращения при пластической деформации в отпущенной хромоникелевой мартенситной стали // Изв. вузов. Физика. - 1992. - №12. - С.25-,32.

10. Козлов Э.В., Игнатенко Л.Н., Конева H.A., Попова H.A. и др. Влияние легирования азотом на деформационное упрочнение и эволюцию дислокационной структуры при активной деформации стали Х18Н15 // Металлофизика. -

1993. - Т. 15, №5. - С.80-86.

11. Козлов Э.В., Ветер В.В., Попова H.A., Игнатенко Л.Н., Белкин Г.А. Влияние скоростного термоциклического отпуска на субструктуру, фазовый состав и зарождение разрушения стали мартенситного класса // Изв. вузов. Физика. -

1994. - №2. - С.36-42.

12. Козлов Э.В., Попова H.A., Игнатенко Л.Н., Теплякова Л.А., Клопотов A.A. Закономерности субструктурно-фазовых превращений при пластической деформации мартенситной стали // Изв. вузов. Физика. 1994. - №4. - С.76-82.

13. Козлов Э.В., Ветер В.В., Попова H.A. и др. Фрагментированная субструктура и трещинообразование в низколегированной стали // Изв. вузов. Физика. -1994. - №10. - С.73-82.

14. Козлов Э.В., Игнатенко Л.Н., Попова H.A., Теплякова Л.А. Эволюция субструктуры и стадийность пластической деформации поликристаллов стали с отпущенным мартенситом // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1994. - №8. -С.35-39.

15. Козлов Э.В., Теплякова Л.А., Конева H.A., Гаврилюк В.Г., Попова H.A. и др. Роль твердорастворного упрочнения и взаимодействий в дислокационном ансамбле в формировании напряжения течения азотосодержащей аустенит-ной стали // Изв. вузов. Физика. - 1996 - №3. - С.33-56.

16. Kozlov E.V., Popova N.A., Ivanov Ju.F., Ignatenko L.N., Koneva N.A., Pekar-skaja E.E. Structure and Sources of long-range Stress Fields in Ultrafme-Grained Copper // Ann. Chim. Fr. - 1996. - №21. - P.427-442.

17. Иванов Ю.Ф., Целлермаер B.B., Попова H.A., Игнатенко JI.H., Громов В.Е., Козлов Э.В. Электронно-микроскопический дифракционный анализ дефектной субструкгуры и полей напряжений в области межфазной границы а-мартенсит - цементит // Материаловедение. - 2001. - №1. - С.40-44.

18. Козлов Э.В., Ветер В.В., Попова H.A., Игнатенко JI.H., Конева H.A. Карбиды на границах фрагментов и стабильность фрагментированной субструктуры // Сплавы с эффектом памяти формы и другие перспективные материалы. -Санкт-Петербург, 2001. - С.350-355.

19. Козлов Э.В., Попова H.A., Игнатенко JI.H., Конева H.A. и др. Деформационное у-8 мартенситное превращение в хромомарганцевых сталях с азотом // Физические основы материаловедения. - 2001. - №2. - С.27-35.

20. Козлов Э.В., Попова H.A., Игнатенко J1.H., Теплякова Л.А., Клопотов A.A., Конева H.A. Влияние типа субструктуры на перераспределение углерода в стали мартенситного класса в ходе пластической деформации // Изв. вузов. Физика. - 2002. - №3. - С. 72-86.

21. Попова H.A., Козлов Э.В. Особенности двойникования стали 110Г13 при деформации растяжением // Научные труды VI Международного симпозиума «Современные проблемы прочности» им. В.А. Лихачева, 20-24 октября 2003 Старая Русса. Т.1 - Великий Новгород: НвГУ, 2003. - С. 189-194.

22. Попова H.A., Козлов Э.В., Попов С.Н. Эволюция дислокационной структуры и ее связь со стадиями пластической деформации в стали 110Г13 // Там же. -С.227-233.

23. Козлов Э.В., Попова H.A., Конева H.A. Фрагментированная субструктура, формирующаяся в ОЦК-сталях при деформации // Изв. РАН. Серия физическая. - 2004. - Т.68, №10. - С.1419-1428.

Изд. Лицензия №021253 от 31.10.97. подписано в печать Формат 60*90/16. Бумага офсетная. Гарнитура Тайме. Тираж 100 экз. Заказ N¡3/у

Изд-во ТГАСУ, 634003, г. Томск, пл. Соляная, 2 Отпечатано с оригинал-макета в ООП ТГАСУ. 634003, г. Томск, ул. Партизанская, 15

Ц 8 9 1-

РНБ Русский фонд

2006-4 16082

ВВЕДЕНИЕ

1. ОСНОВНЫЕ СВЕДЕНИЯ О СТРУКТУРЕ И ФАЗОВОМ СОСТАВЕ СТАЛЕЙ

1.1. Кристаллическая структура и фазовый состав аустенитных сталей

1.2. Структура и фазовый состав перлитных сталей

1.3. Структура мартенситной стали и превращения в ней при закалке и отпуске

1.4. Структурные уровни деформации стали

1.5. Сведения о разрушении и превращении карбидов

1.6. Термодинамика процессов перераспределения атомов углерода

1.7. Механизм разрушения цементита

1.8. Постановка задачи

2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материал исследования

2.2. Деформация образцов

2.3. Методики структурных исследований

2.4. Методика количественной обработки результатов исследования

3. СТРОЕНИЕ ЗЕРНА И МЕЗОУРОВЕНЬ

3.1. Структурный уровень «Зерно»

3.2. Мезоуровень - «Часть зерна». Структура, возникшая в ходе фазовых превращений

3.3. Мезоуровень - «Часть зерна». Структура деформационного происхождения

3.4. Структурный подуровень - «Отдельный кристаллит»

3.5. Структурный подуровень - «Прослойки и частицы карбидов по границам зерен»

3.6. Выводы к гл.З

4. СТРУКТУРНЫЙ УРОВЕНЬ «ДИСЛОКАЦИОННЫЙ АНСАМБЛЬ»

4.1. Фрагментированная структура

4.2. Стабильность фрагментированной двухфазной структуры

4.3. Степень деформации, размер фрагментов и дифракционная картина

4.4. Сетчатая и ячеистая субструктуры

4.5. Избыточная плотность дислокаций, локальная картина полей напряжений и кривизна-кручение кристаллической решетки вблизи различных особенностей дефектной структуры сталей

4.6. Изгиб-кручение кристаллической решетки в разных сталях

4.7. Выводы к гл.

5. СТАДИИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ. ЭВОЛЮЦИЯ СУБСТРУКТУРЫ

5.1. Стадии пластической деформации

5.2. Эволюция дислокационной структуры и ее связь со стадиями пластической деформации

5.3. Количественные параметры дислокационной субструктуры и стадии деформации

5.4. Выводы к гл.

6. ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В КАРБИДНОЙ ПОДСИСТЕМЕ И ИХ СВЯЗЬ

С СУБСТРУКТУРОЙ

6.1. Разрушение карбидов и их образование при деформации мартенситной стали.

Поведение карбидов в материале в целом.

6.2. Поведение карбидов в материале на различных структурных уровнях

6.3. Механизм взаимодействия карбидов с дислокационной подсистемой в мартенситной стали 34ХНЗМФА при деформации

6.4. Изменение позиций атомов углерода в кристаллической решетке и на дефектах при пластической деформации мартенситной стали

6.5. Корреляция субструктурных и фазовых превращений в мартенситной стали

6.6. Выводы к гл.

ВЫВОДЫ

Стали в практике человечества применяются давно и также давно исследуются. Материаловедение сталей интенсивно начало развиваться с XIX века и во все ускоряющемся темпе продолжает развиваться. К середине XX века усилиями школы академика Г.В. Курдюмова начало развиваться физическое материаловедение стали. Во многом большую роль сыграло применение рентгеноструктурного метода исследования и метода просвечивающей электронной микроскопии. Именно применение этих методов позволило исследовать тонкую структуру сталей, классифицировать ее и выявить закономерности фазовых превращений. Во-первых, необходимо отметить особые успехи в исследовании мартенситных превращений, в особенности пакетного и пластинчатого мартенсита в сталях с различной концентрацией углерода. Здесь большие заслуги принадлежат Свердловской и Московской школам. Необходимо особо указать фамилии В.Г. Курдюмова, JI.M. Утевского, В.М. Счастливцева, В.И. Изотова, М.Е. Блантера, В.В. Рыбина и др., украинских ученых: В.И. Трефилова, В.Н. Гриднева, М.В. Белоуса, Ю.Я. Мешкова, В.Г. Гаврилюка. Среди зарубежных ученых необходимо отметить Дж. Томаса, А.Р. Мардера, Ц. Нишияму, Г. Крауса, Бадиши и др. Во-вторых, интенсивному исследованию подверглась перлитная сталь. Большую роль здесь сыграли Багаряцкий, В. Питч, Г.Д. Сухомлин, И.И. Долженков, Л.И. Тушинский, А.А. Батаев. Наконец, аустенитные стали. Здесь следует отметить Р.В.К. Хоникомба, Бейна, Т.Д. Эйсмонда, Л.И. Лысака, И.Н. Богачева, В.В. Сагарадзе, А.Т. Уварова.

Интенсивные успехи физического материаловедения сталей создали основы науки о их прочности, которые продолжают интенсивно развиваться в настоящее время. В то же время ряд важных вопросов в физическом материаловедении сталей не получил надлежащего развития. В этой связи необходимо отметить явно недостаточное внимание к дислокационной структуре сталей и ее эволюции в ходе деформации и термической обработки. Особенно это касается количественных параметров дислокационного ансамбля. Исследование внутренних полей напряжений, особенно локальных, в сталях различного класса к моменту начала работы было выполнено недостаточно.

Настоящая работа была начата ~30 лет назад. К моменту ее начала стадии пластической деформации в ОЦК материалах, и особенно сталях, вообще не были исследованы. Благодаря ГЦК материалам (см. работы Р. Бернера и Г. Кронмюллера, Дж.Ф. Белла, Л.Е. Попова, Н.А. Коневой) стадийность процессов в ходе пластической деформации и возврата явилась важной основой для понимания и классификации всех протекающих процессов. Поэтому такая работа для сталей должна была быть выполненной. Особенно важным было связать количественные параметры дислокационной структуры со стадийностью.

Наконец, остался нерешенным еще один очень крупный вопрос по фазовым превращениям в сталях. Это — карбидные превращения в ходе деформации и термической обработки. Количественное исследование этого явления назрело к 70-м годам XX века.

Во второй половине XX века была разработана новая методическая основа в физическом материаловедении. Она заключалась в классификации всех объектов структуры и процессов по масштабным и, соответственно, структурным уровням. Такую работу для сталей также необходимо было выполнить.

Выше перечисленный перечень проблем лег в основу при планировании настоящей работы. Основным методом для поставленных задач было решено выбрать количественную дифракционную электронную микроскопию на тонких фольгах.

Диссертация состоит из шести глав, введения и выводов. Первая глава - обзорная, вторая посвящена методике эксперимента и характеристике исследуемых сплавов. В третьей главе выделены и рассмотрены основные структурные уровни всех изученных в работе классов материалов. Это - зерно и мезоуровень. Структурный уровень «Дислокационный ансамбль» рассмотрен в четвертой главе. В этой же главе проведено описание типов дислокационных субструктур и роли полей внутренних напряжений в исходном состоянии сталей и после их деформации. В пятой главе описаны стадии пластической деформации мартенсит-ной и аустенитных сталей, эволюция их дислокационной структуры. Шестая глава посвящена фазовым превращениям в карбидной подсистеме под действием деформации в стали 34ХНЗМФА. Каждая глава заканчивается выводами. Основные выводы приведены в заключительной части диссертации.

Актуальность работы. Работа посвящена физике пластической деформации стали, превращениям в дефектной подсистеме и фазовым превращениям, вызванным пластической деформацией. Если до настоящей работы преимущественно исследовались вызванные пластической деформацией мартенситные превращения (у —> а', у —> е) и превращения остаточг ного аустенита (у -» а + карбиды), то в представленной работе основное внимание уделено принципиально другим превращениям. Прежде всего, это карбидные превращения:

1) измельчение и растворение цементита;

2) перераспределение углерода с локализацией его на субграницах и дислокациях;

3) сначала растворение, затем формирование на новых местах частиц специальных карбидов.

Другой тип превращений, также рассмотренных в настоящей работе, - это превращения в дефектной подсистеме. Эти превращения происходят на двух структурных уровнях.

Во-первых, на дислокационном уровне. Здесь количественно изучены превращения сетчатой дислокационной субструктуры в ячеистую и затем во фрагментированную субструктуру. Во-вторых, рассмотрены превращения дислокационных ячеек, субзерен и фрагментов с особым выделением анизотропных, изотропных и бездислокационных фрагментов.

Установлены источники внутренних полей напряжений и определен характер изгиба-кручения кристаллической решетки.

Особое внимание было уделено анализу выполнимости и применимости соотношения Зинера для фрагментированной субструктуры. Это соотношение связывает средний размер зерен с размерами и объемной долей частиц, декорирующих их границы. В настоящей работе это соотношение было впервые применено к границам фрагментов. Непосредственными электронно-микроскопическими измерениями показано, что закономерности взаимодействия границ фрагментов и карбидных частиц также подчиняется соотношению Зинера.

Научная новизна. В работе впервые проанализировано иерархическое строение сталей в соответствии с идеологией структурных уровней. Классифицированы последовательности субструктурных превращений при пластической деформации и других воздействий на сталь. Впервые детально с количественными оценками измерен спектр источников дально-действующих полей напряжений и оценена их амплитуда в субструктуре на различных структурных уровнях. Установлено, что, во-первых, наиболее высокий уровень внутренних напряжений характеризуют локальные участки материала и, во-вторых, с ростом объема усреднения (субструктурные образования) средний уровень напряжений уменьшается. Классифицированы участки зарождения новых субструктур, в частности фрагментированных, и показано, что они связаны с локализацией внутренних напряжений. Тем самым доказана релаксационная природа части субструктурных превращений. Показано, что в сталях, как и в других, ранее исследованных, материалах стадии пластической деформации тесно связаны с эволюцией субструктуры.

Впервые количественно изучены карбидные превращения и закономерности перераспределения углерода в ходе пластической деформации. Показана связь карбидных превращений с формирующейся субструктурой. Количественно описаны закономерности перераспределения карбидов и атомарного углерода в зависимости от стадий деформации и типа формирующихся субструктур.

Научная ценность и практическая значимость. Работа посвящена физике структуры современных сталей, физическим закономерностям субструктурных и фазовых превращений, протекающим при пластической деформации, и, наконец, диагностировке источников и определению амплитуды внутренних полей напряжений. Проблема разрушения сталей определяется несколькими факторами: 1) уровнем внутренних напряжений; 2) их локализации и 3) развитием субструктуры. Установлено, что у такого прочного и пластичного материала, как сталь, трещины зарождаются в местах локализации внутренних напряжений, а затем распространяются по границам и субграницам с заметной разориентировкой. Из этого очевидно, что результаты, полученные в работе, имеют практическое применение. Другая проблема прочности стали - это проблема скрытого упрочнения. Поскольку в ходе деформации часть карбидов растворяется, то освободившийся углерод располагается, во-первых, на дефектах кристаллического строения и, во-вторых, в твердом растворе. Закономерности этого явления подробно изучены в работе. Осаждение углерода на дислокациях приводит к упрочнению по механизму Коттрелла, а образование твердого раствора в а-фазе — к твердорас-творному упрочнению. Таким образом, в работе с пользой для практического применения вскрывается эффект скрытого упрочнения стали.

Положения, выносимые на защиту. На защиту выносятся следующие положения:

1. Схема структурных уровней, реализующаяся в сталях, и экспериментальное подтверждение данными электронной микроскопии.

2. Спектр источников внутренних полей напряжений.

3. Роль релаксации внутренних напряжений в формировании субструктурных превращений.

4. Связь эволюции дислокационной и карбидной подсистем со стадийностью пластической деформации стали.

5. Закономерности. карбидных превращений и локального перераспределения атомов углерода при термическом и деформационном воздействии.

ВЫВОДЫ

1. . Качественная картина структурных подуровней «Мезоуровня» исследованных в работе сплавов и сталей однофазных и двухфазных на базе ГЦК и ОЦК решеток подобна. Для исследованных сталей типичным является наличие пластинчатых образований. Внутри зерен размещаются колонии пластинчатых однофазных структур (пакеты реек, двойников, пластин s-мартенсита) или пластинчатых двухфазных (цементит-феррит, мартенсит-аустенит, аустенит- s-мартенсит). Они возникают или в результате фазового перехода, или при пластической деформации. Все пластинчатые структуры независимо от механизма их образования гетерогенно зарождаются на границах зерен. По своим закономерностям поведения и свойствам к пластинчатым структурам примыкают и полосовые структуры, сформированные пластической деформацией.

2. Установлено, что во всех исследованных в работе материалах с ГЦК и ОЦК решетками последовательность дислокационных структурных превращений подобна во всех случаях: дислокационные сетки => дислокационные ячейки => дислокационные фрагменты. Эта последовательность не зависит ни от вида термической обработки материалов, ни от вида воздействия (деформация холодной и горячей прокаткой, растяжением, сжатием, волочением; воздействие плазмой газового разряда; термоциклирование) и подобна превращению в ГЦК моно- и поликристаллах. Фактор, управляющий этой последовательностью, - скалярная плотность дислокаций.

3. В сталях с ОЦК решеткой фрагменты можно разделить на первичные (анизотропные) и вторичные (изотропные). Анизотропные фрагменты содержат внутри себя дислокационную структуру (сетчатую или ячеистую), изотропные — свободны от дислокаций. Фрагментированная структура, в свою очередь, испытывает превращение. Анизотропные фрагменты превращаются в изотропные. В процессе этого превращения внутри анизотропных фрагментов развивается дислокационная структура, по своей схеме, повторяющая первичное субструктурное превращение: сетки => ячейки => фрагменты. В ходе этих превращений размер фрагментов постоянно уменьшается.

4. Показано, что микрозерна ультрамелкозернистой меди и фрагменты стали (образующиеся как при пластической деформации, так и при отпуске стали) могут быть сопоставлены и по размеру микрозерен меди и фрагментов стали, и по типу дислокационной структуры в них, и по расположению частиц вторых фаз.

5. Подтверждена выполнимость соотношения Зиннера между размером фрагментов (D) и параметрами второй фазы (d - диаметр, 8 - объемная доля второй фазы), находящейся на их границах: d

D = В-. S

Это соотношение отвечает стабилизации фрагментированно-карбидной структуры. Размеры фрагментов (D) и карбидов (d) связаны линейным соотношением D = f{y[d), а размеры фрагментов (D) и объемная доля карбидов (8) линеаризуются зависимостью D2 = /(l-<5).

6. Идентифицированы источники и измерены амплитуды дальнодействующих полей напряжений. Определен характер изгиба-кручения кристаллической решетки в зависимости от объема усреднения. В сталях мартенситного класса показано, что по мере увеличения объема усреднения: карбидная частица отдельная рейка —> пакет, пластина —> зерно уменьшается амплитуда кривизны-кручения решетки. Меняется и характер искажений: при малых объемах усреднения (и больших амплитудах %) они носят полностью или частично упругий характер, при больших объемах усреднения (и малых амплитудах %) - чисто пластический и обязаны исключительно избыточной плотности дислокаций. Амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки зависит от типа субструктуры: в ячеистой она выше, чем в сетчатой. Во вторичных без дислокационных фрагментах поля напряжений практически отсутствуют.

7. Субструктурные превращения во многом связаны с релаксацией полей напряжений. Установлено, что места локализации наивысших значений амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки совпадают с местами зарождения фрагментированной субструктуры, причем, чем выше в той или иной составляющей величина амплитуды кривизны-кручения, тем быстрее в этих местах происходит фрагментация. Таким образом, формирование фрагментированной субструктуры во многом обязано понижению энергии кристалла вследствие снятия внутренних дальнодействующих полей напряжений. В сталях ау-стенитного класса местами локализации наибольших значений амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки являются места зарождения полосовой субструктуры, деформационных микродвойников и пластин е-мартенсита, причем в полосовой субструктуре поля напряжений выше. Это означает, что образование микродвойников и е-превращение есть релаксационные процессы.

8. Прямыми количественными измерениями установлено, что в высокоотпущенной катаной стали мартенситного класса 34ХНЭМФА в ходе пластической деформации происходит разрушение и образование карбидов. Показано, что частицы цементита разрушаются полностью, частицы специальных карбидов - частично. Процессы разрушения и образования карбидов коррелируют со стадиями пластической деформации и типом формирующихся дислокационных субструктур. На стадии III, когда, формируются сетчатая и ячеистая субструктуры, карбиды исчезают наиболее быстро. В дальнейшем скорость разрушения цементита остается постоянной на всех стадиях пластической деформации. Для специальных карбидов формирование изотропных фрагментов на стадии IV замедляет темп их разрушения, а ускоренный рост объемной доли изотропных фрагментов на стадиях VI-VII приводит к образованию специальных каобидов. На структурном уровне «Дислокационный ансамбль» в сетчатой субструктуре происходит разрушение карбидов и уход атомов углерода на дефекты и в твердый раствор, в ячеистой субструктуре процесс перераспределение атомов углерода оказывается почти подавленным, во фрагментированной — происходит собирание атомов углерода с дефектов и из твердого раствора в специальные карбиды.

9. Устойчивость карбидных частиц зависит от их локализации. Установлено, что цементит может существовать или в сетчатой дислокационной субструктуре (во взаимодействии с индивидуальными дислокациями), или на границах реек. На субграницах деформационного происхождения и внутри изотропных (бездислокационных) фрагментов цементит неустойчив. Специальные карбиды напротив - более устойчивы на субграницах деформационного происхождения. Во фрагментированной субструктуре все карбиды разрушаются медленнее, чем в нефрагментированной. Специальные карбиды, расположенные на границах фрагментов, независимо от происхождения этих границ (закалочного или деформационного), всегда стабильнее. Причем, чем выше деформация и совершеннее субструктура, тем большая доля карбидов находится на границах.

10. На структурном уровне «Дислокационный ансамбль» установлено быстрое растворение карбидов в сетчатой субструктуре, более медленное в — ячеистой и образование новых карбидов - во фрагментированной. В сетчатой субструктуре преобладает цементит, в ячеистой - специальные карбиды, во фрагментированной субструктуре цементит полностью отсутствует.

11. Изучено и детализировано перераспределение атомов углерода при пластической деформации отпущенной мартенситной стали 34ХНЗМФА. Установлено, что атомы углерода находятся в трех различных состояниях: в твердом растворе, на дефектах кристаллической решетки и в карбидах. Детально изучено состояние атомов углерода на дефектах. Показано, что концентрация углерода в стали связана линейной зависимостью со скалярной плотностью дислокаций и плотностью границ фрагментов. При деформации атомы углерода сначала захватываются из карбидов скользящими дислокациями, которые теряют их затем в твердом растворе. Атомы углерода в твердом растворе находятся в местах с повышенной кривизной-кручения кристаллической решетки. На дефектах углерода меньше всего в сетчатой субструктуре, больше - в ячеистой, самое большое количество углерода — во фрагменти-рованной субструктуре. В этой последовательности большая часть атомов углерода переходит с дефектов на границы фрагментов, закрепляя их.

1. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1977. - 647с.

2. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф. Структура и свойства железомарганцевых сплавов. -М.: Металлургия, 1973. 295с.

3. Лысак Л.И., Николин Б.И. Физические основы термической обработки стали. -Киев: Техника, 1975. 304с.

4. Otte Н.М. The Formation of Stackivg Fautls in Austenite and its Relation to Martensite // Acta Met. 1957. - V.5, №11. - P.614-627.

5. Ламбакахар O.O., Паскаль Ю.И. О природе деформационного упрочнения высокомарганцевых аустенитных сталей. I // Изв. вузов. Физика. 1977. - №1. - С.158.

6. White С.Н., Honeycombe R.W.K. Structural changes during the deformation of high-purity iron-manganese-carbon alloys // J. Iron Steel Inst. 1962. - V.200, №6. - P.457-465.

7. Григоркин В.И., Коротушенко Г.В. Влияние углерода, марганца, пластической деформации и термической обработки на структуру и свойства аустенитной марганцовистой стали // МИТОМ. 1968. - №2. - С.48-51.

8. Богачев И.Н., Эйсмондт Т.Д. Влияние хрома на фазовые превращения и упрочнение сталей типа Г13 и 30Г10 // ФММ. 1970. - Т.30, №6. - С.1213-1220.

9. Вол А.Е. Строение и свойства двойных металлических систем. Т.2. М.: ГИФ-МЛ, 1962. - 982с.

10. Волосевич П.Ю. К вопросу о зарождении s-фазы при у—>8 мартенситном превращении // Металлофизика. 1979. - Вып.75. - С.43-48.

11. Shimizu К., Nishiyama Z. Electron Microscopic Studies of Martensitic Transformations in Iron Alloys and Steels // Met. Trans. 1972. - V.3, N5. - P.1055-1068.

12. Лившиц Б.Г. Металлография. M.: Металлургия, 1990. - 335с.

13. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979. -208с.

14. Чалмерс Б. Физическое металловедение. М.: Металлургия, 1963. - 456с.

15. Узлов И.Г., Парусов В.В., Долженков И.И. Механизмы и кинетика превращения аустенита в зернистый перлит // МиТОМ. 1980. - N5. - С.54-55.

16. Тушинский Л.И., Батаев А.А., Тихомирова Л.Б. Структура и конструктивная прочность стали. Новосибирск: Наука, 1993. - 280с.

17. Бернштейн M.JI., Владимирская Т.К., Займовский В.А. и др. Влияние высокотемпературной термомеханической изотермической обработки на структуру и механические свойства стали // Изв. АН СССР. Металлы. 1979. - №2. - С.130-139.

18. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М.: Наука, 1977. - 236с.

19. Pitsch W. Der Orientierungszusammenhand zwischen Zementit und Ferrit im Perlit // Acta Met. 1962. - V. 10, №1. - P.79-81.

20. Сухомлин Т.Д. Электроннодифракционное исследование ориентационных соотношений феррит-цементит в перлите // ФММ. 1974. - Т.38, №4. - С.878-880.

21. Батаев А.А. Закономерности пластической деформации перлита и разработка эффективных процессов упрочнения сталей с гетерофазной структурой.: Дисс. . докт. техн. наук. Новосибирск, 1995. - 398с.

22. Изотов В.И., Хандаров П.А. Классификация мартенситных структур в сплавах железа // ФММ. 1972. - Т.34, №2. - С.332-338.

23. Петров Ю.Н. Дефекты и бездиффузионное превращение в стали. Киев: Наукова думка, 1978. - 267с.

24. Apple С.А., Caron R.N., Krauss G. Paket micro structure in Fe 0,2C martensite // Met. Trans. - 1974. - V.5, №3. - P.593-599.

25. Счастливцев B.M., Копцева H.B., Артемова T.B. Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита в малоуглеродистых сплавах железа // ФММ. 1976. -Т.41, №5. - С.1251-1260.

26. Krauss G., Marder A.R. The morphology of martensite in iron alloys // Met. Trans. -1971. V.2, №9. - P.2343-2357.

27. Бернштейн М.Л., Спектор Я.И., Дягтерев B.H. Влияние температуры аустениза-ции и горячей деформации на структуру и механические свойства стали 40ХН2МА // ФММ. -1982. Т.53, №1. - С.68-75.

28. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Морфология мартенситной фазы в низко- и среднеуг-леродистых мартенситных слаболегированных сталях // Термическая обработка и физика металлов. 1990. - №15. - С.27-34.

29. Иванов Ю.Ф. Электронно-микроскопические исследования структуры и фазового состава цементованного слоя стали 20Х2Н4М // Изв. вузов. Черная металлургия. 1990. -№6. - С.55-56.

30. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Многоступенчатая схема мартенситного превращения низко- и среднеуглеродистых малолегированных сталей // Материаловедение. 2000. - №11.- С.33-37.

31. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Объемная и поверхностная закалка конструкционной стали морфологический анализ структуры // Изв. вузов. Физика. - 2002. - №3. — С.5-23.

32. Kurdjumow G., Sachs G. Uber den Mechanismus der Stahlhaltung // Z. Physik. 1930. -V.64. - S.325-329.

33. Nishiyama Z. X-ray investigation of the mechanisms of the transformation from face-centered lattige to bodu-centered cubic // Sci. Repts. Tohoku Imp. Univ. 1936. - V.26, №1. - P.77-83.

34. Greninger A.B., Trojano A.R. The mechanisms of martensite formation // Trans. Met. Soc. AIME. 1949. - V.185, №3. - P.590-597.

35. Kelly P.M., Nutting J. The martensite transformation in carbon steels // Proc. Roy. Soc.- 1960 (A). V.259, №1296. - P.45-58.

36. Speich G., Swam P.R. Yield strength and transformation substructure of guenched iron-nickel alloys // J. Iron and Steel Inst. 1965. - V.203. - P.480-485.

37. Thomas G., Rao B.V.N. Morphology, crystallography and formation of dislocated (lath) martensite in steels // Мартенситные превращения. Доклады международной конференции ICOMAT-77. Киев: Наукова думка, 1978. - С.57-64.

38. Marder A.R., Krauss G. The formation of low-carbon martensite in Fe С alloys // Trans. A.S.M. - 1969. -V.62, №5. - P.891-896.

39. Счастливцев B.M. Электронномикроскопическое исследование структуры мартенсита конструкционных сталей // ФММ. 1974. - Т.38, №4. - С.793-802.

40. Wakasa К., Wayman С.М. The crystallography and morphology of lath martensite //

41. Proc. Int. Conf. Martensite Transformation, ICOMAT-79. Cambridge, Mass, 1979. - V.l. - P.34

42. Hirotzu I., Hagakura S. Electron microscopy and diffraction study of the carbide precipitated of the first stage of tempering of martensite medium carbon steels // Trans. Jap. Inst. Met. -1974,-V.l5, №2.-P.l29-134.

43. Изотов В.И. Морфология и кристаллогеометрия реечного мартенсита // ФММ. -ф 1972. Т.34, №1. - С.123-132.

44. Иванов Ю.Ф. Влияние технологических параметров на размерную однородность пакетного мартенсита // ФММ. -1992. №9. - С.57-63.

45. Marder A.R., Krauss G. The effect of morphology on the strength of lath martensite // Second. Int. Conf. on strength of Met. and alloys. 1970. - V.3. - P.822-823.

46. Вознесенский B.B., Изотов В.И., Добриков A.A., Козлов А.П. Влияние величины исходного аустенитного зерна на структуру и предел текучести закаленной на мартенсит стали // ФММ. 1975. - Т.40, №1. - С.92-101.

47. Изотов В.И. Влияние текстуры, формы зерен и субструктуры аустенита после теплой прокатки на структуру мартенсита // ФММ. 1983. - Т.56, №1. - С.139-145.

48. Иванов Ю.Ф. Влияние размера зерна исходного аустенита на структуру пакетного мартенсита сталей и сплавов железа // Изв. вузов. Физика. 1995. - №12. - С.33-38.

49. Marder A.R., Krauss G. The morphology of martesite in iron-carbon alloys // Trans. A.S.M. 1967. - V.60, №4. - P.651-660.

50. Marder I.M., Marder A.R. The morphology in Iron-Nickel massive martensite // Trans. A.S.M. 1969. - V.62, №1. - P. 1-9.

51. Карабасов Л.А., Спасский M.H., Штремель M.A. Иерархия структуры малоуглеродистого мартенсита // ФММ. 1974. - Т.37, №6. - С. 1238-1248.

52. Родионов Д.П., Счастливцев В.М. Стальные монокристаллы. — Екатеринбург: УрО РАН, 1996.-273с.

53. Изотов В.И. Структура закаленной стали. Состояние перегрева // ФММ. 1973. -Т.39, №4. - С.801-814.

54. Голиков В.В., Добриков А.А., Изотов В.И. Кинетика, внутренняя структура и поверхностный рельеф реечного мартенсита // ФММ. 1973. - Т.39, №5. - С.1079-1087.

55. Гриднев В.Н., Петров Ю.Н. Тонкая структура мартенсита углеродистых сталей // МИТОМ. 1967. - №8. - С.29-33.

56. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Исследование влияния скорости охлаждения на параметры структуры стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. 1991. - №6. - С.50-51.

57. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Электронно-микроскопический анализ мартенситной фазы стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. -1991. №8. - С.38-41.

58. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Исследование влияния параметров аустенизации на морфологию мартенситной фазы стали 38ХНЗМФА // ФММ. 1991. - №11. - С.202-205.

59. Томас Дж. Фазовые превращения и микроструктура сплавов с высокой прочностью и вязкостью разрушения. Возможности и ограничения их использования при разработке сплавов // Проблемы разработки конструкционных сплавов. М.: Металлургия, 1980. -С. 176-203.

60. Speich G.R., Leslie W.C. Tempering of steels // Met. Trans. 1972. - V.3, №5. -P.1043-1054.

61. Бабич B.K., Гуль Ю.П., Долженков И.Е. Деформационное старение стали. М.: Металлургия, 1972. - 320с.

62. Утевский J1.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973. - 584с.

63. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. "Самоотпуск" стали анализ кинетики карбидообразо-вания // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1990. - №12. - С.38-40.

64. Блантер М.Е. Фазовые превращения при термической обработке стали. М.: Металлургия, 1962. - 268с.

65. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Кинетика низкотемпературного отпуска закаленной стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Физика. 1993. - №2. - С.39-44.

66. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Взаимопревращения карбидных фаз при высокотемпературном отпуске стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. 1994. - №12. - С.26-28.

67. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Кинетика выделения частиц карбида типа Ме2С при высокотемпературном отпуске стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. 1995. -№8. - С.65-67.

68. Могутнов Б.М., Томилин И.А., Шварцман JI.M. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. М.: Металлургия, 1972. - 323с.

69. Белоус М.В., Черепин В.Т., Васильева М.А. Превращения при отпуске стали. М.: Металлургия, 1973. - 232с.

70. Усиков М.П., Хачатурян А.Г. Структурные превращения при низком отпуске углеродистого мартенсита// ФММ. 1977. - Т.43, №3. - С.554-561.

71. Казанцева В.А., Усиков М.П. Исследование структурных особенностей низкоотпущенного мартенсита легированных сталей // ФММ. 1979. - Т.48, №2. - С.358-366.

72. Винокур В.В., Бейнисович Б.Н., Геллер А.Л., Натансон М.Э. Легирование машиностроительной стали. М.: Металлургия, 1977. - 200с.

73. Рыбин В.В., Малышевский В.А., Олейник В.Н. и др. Структурные превращения при вторичном твердении низкоуглеродистых легированных сталей // ФММ. 1976. - Т.41, №4. - С.796-804.

74. Иванов Ю.Ф., Гладышев С.А., Попова Н.А., Козлов Э.В. Взаимодействие углерода с дефектами и процессы карбидообразования в конструкционных сталях // Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства. Тула: ТулПИ, 1986. - С. 100-105.

75. Белоус М.В. Распределение углерода по состояниям при отпуске закаленных сплавов // Металлофизика. 1970. - №32. - С.79-82.

76. Fasiska E.I., Wagenblat Н. Dilatation of alpha-iron by carbon // Trans. Met. Soc. AIME. 1967.-V.239.-P.1818-1820.

77. Веселов С.И., Спектор Е.З. Зависимость параметров решетки аустенита от содержания углерода при высоких температурах // ФММ. 1972. - Т.34, №4. - С.895-896.

78. Лахтин Ю.М. Металловедение и термическая обработка металлов. М.: Металлургия, 1977. - 407с.

79. Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Эволюция дислокационной структуры с деформацией в сплавах Си А1 и Си - Мп // Субструктура и механические свойства металлов и сплавов. Томск: ТГУ, 1988.-С.5-11.

80. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский Э.П. и др. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических материалов. Киев: Наукова думка, 1989. - 256с.

81. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск: Наука, 1990. - С.123-186.

82. Дударев Е.Ф., Корниенко Л.А., Бакач Г.П. Влияние энергии дефекта упаковки на развитие дислокационной субструктуры, деформационное упрочнение и пластичность ГЦК твердых растворов // Изв. вузов. Физика. 1991. - №3. - С.35-46.

83. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия, 1987.-212с.

84. Рыбин В.В. Структурно-кинетические аспекты физики развитой пластической деформации // Изв. вузов. Физика. 1991. - №3. - С.7-22.

85. Перевалова О.Б., Конева Н.А. Распределение дислокаций вблизи границ зерен в ГЦК поликристалле с ближним и дальним атомным порядком // Эволюция дислокационной структуры, упрочнение и разрушение сплавов. Томск: ТГУ, 1992. - С.25-34.

86. Теплякова JI.A. Локализация деформации и превращения в дефектной подсистеме в сплавах с различным структурно-фазовым состоянием. Дисс. .докт. физ.-мат. наук. -Томск, 1999.-621с.

87. Теплякова Л.А., Игнатенко Л.Н., Касаткина Н.Ф. и др. Закономерности пластической деформации стали со структурой отпущенного мартенсита // Пластическая деформация сплавов. Структурно-неоднородные материалы. Томск: ТГУ, 1987. - С.26-51.

88. Аветисян Ю.А., Волосевич П.Ю., Горбач В.Г. и др. Кинетика образования мартенсита при циклической деформации // Мартенситные превращения в металлах и сплавах. -Киев: Наукова думка, 1979. С. 171-177.

89. Варлимонт X., Дилей Л. Мартенситные превращения в сплавах на основе меди, серебра, золота. М.: Наука. Физматгиз, 1980. - 205с.

90. Попов Л.Е., Козлов Э.В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов. М.: Металлургия, 1970. - 216с.

91. Попов Л.Е., Конева Н.А., Терешко И.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1979. - 256с.

92. Гриднев В.Н., Гаврилюк В.Г., Мешков Ю.Я. Прочность и пластичность холодно-деформированной стали. Киев: Наукова думка, 1974. 231с.

93. Сагарадзе В.В., Уваров А.Т. Упрочнение аустенитных сталей. М.: Наука, 1989.270с.

94. Козлов Э.В., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н. и др. Закономерности субструктурно-фазовых превращений при пластической деформации мартенситной стали // Изв. вузов. Физика. -1994. №4. - С.76-82.

95. Громов В.Е., Козлов Э,В., Базайкин В.И., Целлермаер В .Я., Иванов Ю.Ф., Игнатенко Л.Н., Попова Н.А. и др. Физика и механика волочения и объемной штамповки . М.: Недра, 1997. - 293с,

96. Громов В.Е., Бердышев В.А., Козлов Э.В., Петров В.И., Сарычев В.Д., Дорофеев В.В., Иванов Ю.Ф., Игнатенко Л.Н., Попова Н.А., Целлермаер В.Я. Градиентные структурно-фазовые состояния в рельсовой стали. М.: Недра коммюникейшинс ЛТД, 2000. -176с.

97. Гурьев A.M., Козлов Э.В., Игнатенко J1.H., Попова Н.А. Физические основы термоциклического борирования сталей. — Барнаул: АлтГТУ, 2000. — 177с.

98. Гаврилюк В.Г. Распределение углерода в стали. Киев: Наукова думка, 1987.207с.

99. ЮО.Белоус М.В., Молчановская Г.М., Новожилов В.Б., Черепин В.Т. Состояние углерода в холоднодеформированной стали // Металлофизика и новейшие технологии. 1994. -Т. 16, №2. - С.52-60.

100. Белоус М.В., Шаталова JI.A., Шейко Ю.П. Состояние углерода в отпущенной и холоднодеформированной стали. Первое превращение при отпуске // ФММ. 1994. - Т.78, №2. - С.99-106.

101. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Елсукова Т.Ф. и др. Структурные уровни деформации твердых тел // Изв. вузов. Физика. 1982. - №6. - С.5-27.

102. Панин В.Е., Лихачев В.А., Гриняев Ю.В. Структурные уровни деформации твердых тел. Новосибирск: Наука, 1985. - 229с.

103. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Изв. вузов. Физика. 1990. - №2. - С.89-106.

104. Панин В.Е. Синергетические принципы физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. 2000. - Т.З, №6. - С.5-36.

105. Панин В.Е. Поверхностные слои нагруженных твердых тел как мезоскопический структурный уровень деформации // Физическая мезомеханика. 2001. - Т.4, №3. - С.5-22.

106. Теплякова Л.А., Игнатенко Л.Н., Попова Н.А. и др. Структурные уровни и пластичность деформированной стали // Дефекты и физико-механические свойства металлов и сплавов. Барнаул: АПИ, 1987. - С.95-102.

107. Козлов Э.В., Попова Н.А., Григорьева Н.А. и др. Стадии пластической деформации, эволюция субструктуры и картина скольжения в сплавах с дисперсным упрочнением // Изв. вузов. Физика. 1991. - №3. - С. 112-128.

108. Громов В.Е., Козлов Э.В., Панин В.Е. и др. Каналы деформации в условиях электропластического стимулирования // Металлофизика. 1991. - Т. 13, №11.- С.9-13.

109. Ю.Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., Козлов Э.В., Соснин О.В. Эволюция каналов локализованной деформации в процессе электростимулированного волочения низкоуглеродистой стали // Изв. вузов. Черная металлургия. 1997. - №6. - С.42-45.

110. Ш.Елсукова Т.Ф., Панин В.Е. Структурные уровни деформации поликристаллов при разных видах нагружения // Структурные уровни пластической деформации и разрушения. -Новосибирск: Наука, 1990. С.77-123.

111. Козлов Э.В., Попова Н.А., Жулейкин С.Г. и др. Градиентные структуры неравновесного перлита в деформируемой стали // Физическая мезомеханика. 2003. - Т.6, №5. — С.73-79.

112. Белоус М.В., Черепин В.Т. Изменения в карбидной фазе стали под влиянием холодной пластической деформации // ФММ. 1961. - Т. 12, №5. - С.685-692.

113. Белоус М.В., Черепин В.Т. Изменения в карбидной фазе стали под влиянием холодной пластической деформации // ФММ. 1962. - Т. 14, №1. - С.48-54.

114. И5.Белоус М.В., Черепин В.Т. Изменения в карбидной фазе стали под влиянием холодной пластической деформации // ФММ. 1962. - Т.14, №2. - С.312-315.

115. Gridnev V.N., Gavriljuk V.G., Dekhtjar I.Ya. et al. Investigation of carbide phase in strained steel by the method of nuclear gamma resonance // Phys. Stat. Sol. (a). 1972. - V.14, №2.- P.689-694.

116. Gridnev V.N., Nemoshkalenko V.V., Meshkow Yu.Ya. et al. Mossbauer effect in deformed Fe С alloys // Phys. Stat. Sol. (a). - 1975. - V.31, №1. - P.201-210.

117. Ерофеев B.M., Дейч И.С., Апаев Б.А. Рентгенографическое исследование карбидного осадка деформированной и отпущенной углеродистой стали // ФММ. 1977. - Т.44, №1.- С.116-121.

118. Гаврилюк В.Г. Исследование состояния цементита в холоднодеформированной стали методом ядерного гамма-резонанса // ФММ. 1978. - Т.45, №5. - С.968-980.

119. Гаврилюк В.Г., Герцрикен Д.С., Полушкин Ю.А., Фальченко В.М. Механизм распада цементита при пластической деформации стали // ФММ. 1981. - Т.51, №1. - С.147-152."

120. Белоус М.В., Васильев М.А., Косячков А.А. и др. Особенности взаимодействия фаз с дефектами в железоуглеродистых сплавах // Металлофизика. 1982. - Т.4, №2. - С.86-91.

121. Гриднев В.Н., Гаврилюк В.Г. Распад цементита при пластической деформации стали // Металлофизика. 1982. - Т.4, №3. - С.74-87.

122. Белоус М.В., Новожилов В.Б. Влияние повторной пластической деформации на состояние карбидной фазы в сталях // Металлофизика. 1982. - Т.4, №3. - С.87-90.

123. V 124.Нестерова Е.В., Рыбин В.В., Золоторевский Н.Ю. Кристаллографические особенности внутреннего строения колоний деформированного пластинчатого перлита // ФММ. — 2000. -Т.89, №1. С.47-53. .

124. Козлов Э.В., Закиров Д.М., Попова Н.А. и др. Субструктурно-фазовые превращения при интенсивной пластической деформации малоуглеродистой феррито-перлитной стали // Изв. вузов. Физика. 1998. - №3. - С.63-71.

125. Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., Базайкин В.И. и др. Структурно-фазовые превращения при больших пластических деформациях // Перспективы горно-металлургической индустрии. Новокузнецк: Сибирские огни, 1999. - С. 165-173.

126. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Яковлева И.Л. Структурный и кинетический аспекты отжига тонкопластинчатого перлита // Изв. вузов. Черная металлургия. 1996. - №5. -С.50-59.

127. Апаев Б.А. К вопросу о магнитном эффекте на кривой в районе температуры 260-270°С, построенной с отпущенных и деформированных образцов // ФММ. 1957. - Т.4, №2. -С.267-277.

128. Золотухин И.В. Физические свойства аморфных металлических материалов. М.: Металлургия, 1986. - 273с.

129. Ветер В.В., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н., Козлов Э.В. Фрагментированная субструктура и трещинообразование в низколегированной стали // Изв. вузов. Черная металлургия. 1994. - N10. - С.44-48.

130. Ветер В.В., Жулейкин С.Г., Игнатенко Л.Н., Коваленко В.В., Громов В.Е., Попова Н.А., Козлов Э.В. Градиентные структуры, возникающие при пластической деформации перлитной стали // Изв. АН. Серия физическая. 2003. -Т.67, №10. - С. 1375-1379.

131. Попова Н.А., Жулейкин С.Г., Игнатенко Л.Н. и др. Образование градиентных * структур в перлитной стали при эксплуатации // Вестник Тамбовского Университета. — 2003.- Т.8, №4. С.589-590.

132. Рыбин В.В., Малышевский В.А., Олейник В.Н. Структурные превращения при пластическом деформировании дислокационного мартенсита // ФММ. 1976. - Т.42, №5. -С. 1042-1050.

133. Михеев М.Н., Морозова В.М., Носкова Н.И. и др. Структура и физико-механические свойства сталей. Свердловск: УНЦ АН СССР, 1981. - 32с. (Препринт).

134. Давыдова Л.С., Дегтярев М.В., Кузнецов Р.И., Левит В.И. и др. Субструктура и свойства мартенсита конструкционных легированных сталей после деформирования по различным схемам // ФММ. 1986. - Т.61, №2. - С.339-347.

135. Бахарев О.Г., Гаврилюк В.Г., Надутов В.М. Распределение атомов углерода при деформации и последующем нагреве Fe С мартенсита // ФММ. - 1990. - №11. - С.196-198.

136. Бахарев О.Г., Гаврилюк В.Г., Надутов В.М., Ошкадеров С.П. Тонкая структура деформированного экстрагированного цементита // Металлофизика. 1988. - Т.10, №6. -С.82-83.

137. Демиденко B.C., Наумов И.И., Козлов Э.В. и др. Структурная неустойчивость в металлах и сплавах // Изв. вузов. Физика. 1998. - №8. - С. 16-25.

138. Агеев B.C., Баранова В.И., Гуревич В.И., Титов А.Н. // Взаимодействие между дислокациями и атомами примесей и свойства металлов. Тула:ТПИ, 1974. - С.159-166.

139. Головин С.А., Троицкий И.В., Устинова Л.А. // Взаимодействие дефектов и свойства металлов. Тула: ТПИ, 1976. - С.108-113.

140. Гуль Ю.П. // Взаимодействие дефектов и свойства металлов. Тула: ТПИ, 1976. -С.61-65.

141. Головин С.А., Троицкий И.В., Устинова Л.А. // Взаимодействие дефектов и свойства металлов. Тула: ТПИ, 1976. - С.56-60.

142. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. - 312с.

143. Утевский Л.М., Гликман Е.Э., Карк Г.С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. М.: Металлургия, 1987. - 222с.

144. Смирнов О.М., Лазарев В.А. Диффузия и перераспределение углерода в железе и его сплавах в процессе деформации // ФММ. 1983. - Т.56, №1. - С.115-119.

145. Базаров И.П. Термодинамика. М.: ИФ-МЛ, 1961. - 292с.

146. Golovin I.S., Blanter M.B., Schaller R. // Phys. Stat. Sol. (a). 1997. - V.160. - P.49-60.

147. Козлов Э.В., Попова H.A., Игнатенко Л.Н. и др. Влияние типа субструктуры на перераспределение углерода в стали мартенситного класса в ходе пластической деформации // Изв. вузов. Физика. 2002. - №3. - С. 72-86.

148. Могутнов Б.М., Саррак В.И., Суворова С.О. Взаимодействие атомов углерода с дефектами в мартенсите // Несовершенства кристаллического строения и мартенситные превращения. М.: Наука, 1972. С.80-93.

149. Саррак В.И., Суворова С.О., Ширяев В.И. Взаимодействие дислокаций с атомами внедрения и свойства железа и стали // Взаимодействие между дислокациями и атомами примесей и свойства металлов. Тула: ТПИ, 1974. - С.20-38.

150. Саррак В.И., Суворова С.О., Энтин Р.И. О взаимодействии дислокаций с атомами углерода в мартенсите // Проблемы металловедения и физики металлов. 1968. - №9. - С. 151157.

151. Энтин Р.И. Повышение прочности конструкционных сталей со структурой мартенсита // Несовершенства кристаллического строения и мартенситные превращения. М.: Наука, 1972. - С. 46-62.

152. Белоус М.В. Диаграмма распределения углерода по состояниям при отпуске закаленных железоуглеродистых сплавов // ФММ. 1969. - Т.28, №6. - С.1133-1135.

153. Белоус М.В., Кочешников В.П., Пермяков В.Г. Некоторые особенности фазовых превращений при отпуске и холодной пластической деформации сплавов Fe С // ФММ. -1969. - Т.27, №2. - С.З 58-360.

154. Коттрелл А.Х. Дислокации и пластическое течение в кристаллах. М.: Металлургиздат, 1958. - 267с.

155. Чернявский B.C. Стереология в металловедении. — М.: Металлургия, 1977. 280с.

156. Глаголев А.А. Геометрические методы количественного анализа агрегатов под микроскопом. Львов: Госгеолиздат, 1941. - 264с.

157. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1970.376с.

158. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Теплякова Л.А., Козлов Э.В. Развороты кристаллической решетки и стадии пластической деформации // Экспериментальное исследование и теоретическое описание дисклинаций. — Л.: ФТИ, 1984. С.161-164.

159. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Жуковский С.П. и др. Эволюция дислокационной структуры и стадии пластического течения поликристаллического железо-никелевого сплава // ФММ. 1985. -Т.60, №1. - С.171-179.

160. Хирш П., Хови А., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.: Мир, 1968. - 574с.

161. Гладышев С.А., Иванов Ю.Ф., Гладышева Т.Р., Попова Н.А. Механизмы упрочнения конструкционной среднелегированной стали после закалки и отпуска // Дислокационная и доменная структура и деформационное упрочнение сплавов. Томск: ТГУ, 1984. - С. 104115.

162. Конева Н.А., Козлов Э.В. Природа субструктурного упрочнения // Изв. вузов. Физика. 1982. - №8. - С.З-14.

163. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Теплякова Л.А. и др. Полосовая субструктура в ГЦК-однофазных сплавах // Дисклинации и ротационная деформация твердых тел. Л.: ФТИ, 1988. - С.103-113.

164. Садовский В.Д. Структурная неоднородность стали. М.: Металлургия, 1973.206с.

165. Valiev R.Z., Korznikov A.V., Mulyukov R.R. Structure and properties of ultrafine-grained materials produced by severe plastic deformation // J. Mater. Sci. and Eng. - 1993. -A168. — P.141-148.

166. Иванов Ю.Ф. Физическая картина фазового состава, структуры и формирование предела текучести ряда легированных сталей при термической обработке. Дис. . канд. физ.-мат. наук. - Томск, 1987. - 273с.

167. Лапскер И.А. Закономерности локализации пластической деформации поликристаллического сплава СизАи на разных структурных уровнях. Дис. .канд. физ.-мат. наук. -Томск, 1989.- 169с.

168. Перевалова О.Б. Роль границ зерен в пластической деформации упорядочивающегося поликристаллического сплава №зБе со сверхструктурой LI2. — Дис. .канд. физ.-мат. наук.-Томск, 1997.

169. Шаркеев Ю.П. Исследование закономерностей формирования и развития зон и систем скольжения при пластической деформации поликристаллического сплава №зБе. -Дис. .канд. физ.-мат. наук. — Томск, 1983.

170. Иванов Ю.Ф. Эволюция карбидной подсистемы закаленной на мартенсит стали З8ХНЗМФА при низкотемпературном отпуске // Изв вузов. Физика. — 1993. №5. - С.74-78.

171. Иванов Ю.Ф. Влияние степени легированности материала на структуру пакетного мартенсита сплавов железа и сталей // Изв. вузов. Черная металлургия. 1995. - №10. - С.52-54.

172. Теплякова Л.А., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н., Козлов Э.В. Эволюция тонкой структуры при пластическом деформировании отпущенной мартенситной стали // Структура и свойства упрочненных конструкционных материалов. Новосибирск: НЭТИ, 1990. - С.34-39.

173. Багаряцкий Ю.А. Вероятностный механизм распада мартенсита // ДАН СССР. — 1950. Т.73, №6. - С.1161-1164.

174. Ройтбурд А.А., Эстрин Э.И. Мартенситные превращения // МИТОМ. 1968. - №9. -С.5-102.

175. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Морфология цементита в мартенситной фазе стали 38ХНЭМФА // ФММ. 1991. - №10. - С.203-204.

176. Теплякова JI.A., Попова Н.А., Игнатенко JI.H., Козлов Э.В. Фрагментация структуры при пластическом деформировании пакетного мартенсита // Субструктура и механические свойства металлов и сплавов. Томск: ТПИ, 1988. — С.71-76.

177. Козлов Э.В., Попова Н.А., Теплякова Л.А. и др. Эволюция дефектной структуры и перераспределение углерода при пластической деформации стали с пакетным мартенситом // Физические проблемы прочности и пластичности материалов. Самара: КПИ, 1990. - С.57-70.

178. Козлов Э.В., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н. и др. Субструктурные и карбидные превращения при пластической деформации в отпущенной хромоникелевой мартенситной стали // Изв. вузов. Физика. 1992. - №12. - С.25-32.

179. Козлов Э.В., Игнатенко Л.Н., Попова Н.А., Теплякова Л.А. Эволюция субструктуры и стадийность пластической деформации поликристаллов стали с отпущенным мартенситом // Изв. вузов. Черная металлургия. 1994. - №8. - С.35-39.

180. Счастливцев В.М. Структурные особенности мартенсита в конструкционных сталях // ФММ. 1972. - Т.ЗЗ, №2. - С.326-334.

181. Счастливцев В.М., Блинд Л.Б., Родионов Д.П., Яковлева И.Л. Структура пакета мартенсита в конструкционных сталях // ФММ. 1988. - Т.66, №4. - С.759-769.

182. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Яковлева И.Л. Структура термически обработанной стали. — М.: Металлургия, 1994. 288с.

183. Изотов В.И., Тишаев С.И., Добаткина М.М. Структура «вырожденного» перлита и ее влияние на механические свойства малоуглеродистой низколегированной стали // ФММ. — 1991. №10. - С.174-181.

184. Козлов Э.В., Теплякова Л.А., Попова Н.А. и др. Полосовая субструктура и структура пакетного мартенсита. Сопоставление путей эволюции // Изв. вузов. Физика. — 1992. -№10. С.13-19.

185. Maki Т., Tsuzaki К., Tamura I. The Morphology of Microstructure of lath Martensite in Steels // Trans. Iron and Steel. Inst. Jap. 1980. - V.20, №4. - P.207-215.

186. Андреев Ю.Г., Заркова Е.И., Штремель М.А. Границы и субграницы в пакетном мартенсите. 1. Границы между кристаллами в пакете // ФММ. 1990. - №3. - С.161-167

187. Мирзаев Д.А., Окишев К.Ю., Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. Кинетика образования бейнита и пакетного мартенсита. I. Учет структуры пакета // ФММ. — 2000. Т.90, №5. -С 55-65.

188. Этерашвили Т.В., Утевский Л.М., Спасский М.Н. Строение пакетного мартенсита и локализация остаточного аустенита в конструкционной стали // ФММ. 1979. - Т.48, №4. — С.807-815.

189. Козлов Э.В., Терешко И.В., Ходырев В.И., Попова Н.А. и др. Формирование дефектной структуры при воздействии на металлы плазмы газового разряда // Изв. вузов. Физика. 1992. - №1. - С.14-19.

190. Козлов Э.В., Терешко И.В., Попова Н.А. Физическая картина модификации поверхностных слоев и объема металлов и сплавов при воздействии низкоэнергетической плазмы // Изв. вузов. Физика. 1994. - №5. - С.127-140.

191. Козлов Э.В., Игнатенко Л.Н., Конева Н.А., Пауль А.В., Попова Н.А. и др. Влияние легирования азотом на деформационное упрочнение и эволюцию дислокационной структуры при активной деформации стали Х18Н15 // Металлофизика. 1993. - Т.15, №5. - С.80-86.

192. Попова Н.А., Игнатенко Л.Н., Козлов Э.В. Деформационное упрочнение и накопление дефектов в аустенитной стали 110Г13 // Дислокационная и доменная структура и деформационное упрочнение сплавов. Томск: ТГУ, 1984. - С.72-80.

193. Попова Н.А., Лапскер И.А. О роли двойников деформации и отжига в формировании механических свойств ГЦК сплавов // Пластическая деформация сплавов. — Томск: ТГУ, 1986. С.240-248.

194. Kozlov E.V., Teplyakova L.A., Koneva N.A., Popova N.A., Ignatenko L.N. Regularities of Phase Transformations under Plastic Deformation // Strength of Materials. Oikawa: The Japan Institute of Metals, 1994. - P.963-966.

195. Удодов B.H., Попов A.A., Козлов Э.В., Попова H.A., Потекаев А.И. Природа деформационной зависимости долей структур 2Н и 4// в стали Х18АГ15 // Изв. вузов. Физика. -2000. -№8. С.10-15.

196. Попова Н.А., Козлов Э.В. Особенности двойникования стали 110Г13 при деформации растяжением // Современные проблемы прочности. Т.1. Великий Новгород: НвГУ, 2003. - С.189-194.

197. Соснин О.В., Громов В.Е., Козлов Э.В., Коновалов С.В., Коваленко В.В., Иванов Ю.Ф., Кузнецов И.В., Целлермаер В .Я., Попова Н.А. и др. Электростимулированная мо-лоцикловая усталость. М.: Недра коммюникейшинс ЛТД, 2000. - 208с.

198. Попова Н.А., Козлов Э.В. Влияние легирующих элементов на структуру, фазовый состав и механические свойства стали 110Г13 после термообработки // Повышение служебных свойств высоколегированных литых сталей и чугунов. М., 1987. - С.21-25.

199. Ефименко С.П., Козлов Э.В., Теплякова Л.А., Гаврилюк В.Г., Игнатенко Л.Н., Гирсова Н.В., Попова Н.А. и др. Эволюция субструктуры при горячей прокатке высокоазотистой аустенитной стали Х18АГ15 // Металлы. 1995. - №5. - С.30-36.

200. З.Козлов Э.В., Ветер В.В., Попова Н.А. и др. Влияние скоростного термоциклического отпуска на субструктуру, фазовый состав и зарождение разрушения стали мартенситного класса // Изв. вузов. Физика. 1994. - №2. - С.36-42.

201. Козлов Э.В., Ветер В.В., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н. Фрагментированная субструктура и трещинообразование в низколегированной стали // Изв. вузов. Физика. 1994. -№10. -С.73-82.

202. Ройтбурд А.Л. Современное состояние теории мартенситных превращений // Несовершенства кристаллического строения и мартенситные превращения. — М.: Наука, 1972. -С.7-33.

203. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986.-224с.

204. Kozlov E.V., Popova N.A., Ivanov Ju.F. et al. Structure and Sources of long-range Stress Fields in Ultrafine-Grained Copper // Ann. Chim. Fr. 1996. - №21. - P.427-442.

205. Конева H.A., Козлов Э.В., Попова H.A. и др. Структура и источники дальнодействующих полей напряжений ультрамелкозернистой меди // Структура, фазовые превращения и свойства нанокристаллических сплавов. Екатеринбург: Уро РАН, 1997. - С. 125-140.

206. Рыбин В.В., Вергазов А.Н., Лихачев В.А. Вязкое разрушение молибдена как следствие фрагментации структуры // ФММ. 1974. - Т.37, №3. - С.620-624.

207. Лихачев В.А., Рыбин В.В. Дисклинационная модель пластической деформации и разрушения металлов // Вестник ЛГУ. 1976. - №7. - С.103-108.

208. Лихачев В.А. Физико-механические модели разрушения // Модели механики сплошной среды. Новосибирск, 1983. - С.255-277.

209. Козлов Э.В., Старенченко В.А., Конева Н.А. Эволюция дислокационной субструктуры и термодинамика пластической деформации металлических материалов // Металлы. 1993. - №5.-С. 152-161.

210. Gryaznov V.G., Trusov L.I. Size Effects in Micromechanics of Nanocrystals // Progress in Mater. Science. 1993.-V.37. - P.289-401.

211. Юм-Розери В., Христиан Дж., Пирсон В. Диаграммы равновесия металлических систем. М.: Металлургиздат, 1956. - 399с.

212. Kuhlman-Wilsdorf D. Theory of Plastic Deformation: properties of low energy dislocation structures // Mater. Sci. Eng. 1989. - Al 13. - P. 1-41.

213. Bay В., Hansen N., Hughes D.A., Kuhlman-Wilsdorf D. Deformation Structures in Polyslip // Acta Metall. Mater. 1992. - V.40, №2. - P.205-219.

214. Kuhlman-Wilsdorf D. Technological High Strain Deformation of "Wavy Clide" Metals and LEDS // Phys. Stat. Sol. (a). 1995. - V.149. - P.225-241.

215. Козлов Э.В., Ветер B.B., Попова H.A. и др. Карбиды на границах фрагментов и стабильность фрагментированной субструктуры // Актуальные проблемы прочности. — С.-Пб, 2001. С.350-355

216. Morris D.G., Morris М.А. Microstructure and Strength of Nanocrystalline Copper Alloy prepared by mechanical Alloying // Acta Met. 1991. - V.39, №8. - P.1763-1770.

217. Ловшенко Ф.Г., Перевалова О.Б., Иванов Ю.Ф., Попова Н.А. и др. Физико-химические процессы образования сплавов при механическом легировании. 1. Стадия реакционного спекания гранул // Физика и химия обработки материалов. 1994. - №6. - С. 121125.

218. Lebedev А.В., Pulnev S.A., Kopylov V.I. et al. Thermal stability of Submicrocrystalline Copper and Cu- Zr02 Composite // Scr. Materialia. 1996. - V.35, №9. - P. 1077-1081.

219. Jones A.R., Hansen N. The Interaction Between Particles and low angle Boundaries During Recovery of Aluminum Alumnae Alloys // Acta Met. - 1981. - V.29, №3. - P.509-599.

220. Hunderi O., Ryum N. Computer Simulation of Stagnation in Grain Growth // Acta Met. 1981. - V.29, №10. - P.1737-1745.

221. Koul A.K., Pickering F.B. Grain Coarsening in Fe Ni - Cr Alloys and the Influence of Second Phase Particles // Acta Met. - 1982. - V.30, №9. - P.1303-1308.

222. Tweed C.J., Ralph В., Hansen N. The Pinning by Particles if low and High Angle Grain Growth // Acta Met. 1984: - V.32, №9. - P. 1407-1414.

223. Worner C.H., Cabo A. On the Shape of a Grain Boundary Pinned by a Spherical Particle // Scripta Met. 1984. - V.l8. - P.565-568.

224. Ван Флек Л.Х. Микроструктура // Кан Р. Физическое металловедение. Вып II. Фазовые превращения. Металлография. — М.: Мир, 1968. С.402-430.

225. Гладштейн Л.И., Литвиненко Д.А. Высокопрочная строительная сталь. М.: Металлургия, 1972.-301с.

226. Anderson М.Р., Srolovitz D.J., Grest G.S., Sahni P.S. Computer simulation of Grain Growth -1. Kinetics // Acta Met. 1984. - V.32, №8. - P.783-791.

227. Srolovitz D.J., Anderson M.P., Sahni P.S., Grest G.S. Computer simulation of Grain Grpwth II. Grain Size Distribution, Topology and local Dynamics // Acta Met. - 1984. - V.32, №8. - P.793-802.

228. Srolovitz D.J., Anderson M.P., Grest G.S., Sahni P.S. Computer simulation of Grain Growth III. Influence of a Particle Dispersion // Acta Met. - 1984. - V.32, №9. - P.1429-1438.

229. Иванов Ю.Ф., Игнатенко Л.Н., Пауль A.B., Козлов Э.В. Электронно-микроскопический дифракционный анализ ультрадисперсных материалов // Зав. лаборатория. 1992. - №12. - С.38-40.

230. Козлов Э.В., Иванов Ю.Ф., Игнатенко Л.Н., Конева Н.А. Масштабная классификация кристаллических тел и ее обоснование // Функционально-механические свойства материалов и их компьютерное конструирование. Псков, 1993. - С.90-99.

231. Томас Г., Гориндж М.Дж. Просвечивающая электронная микроскопия материалов. М.: Наука, 1983. - 320с.

232. Мадер С., Зеегер А., Лейтц К. Деформационное упрочнение и распределение дислокаций в ГЦК металлах // Структура и механические свойства металлов. — М.: Металлургия, 1967.-С.9-41.

233. Хирт Дж., Лотте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. - 599с. 251.Эшелби Дж. Континуальная теория дислокаций. - М.: ИИЛ, 1963. - 247с.

234. Владимиров В.И. Физическая теория прочности и пластичности. Точечные дефекты. Упрочнение и возврат. Л.: ЛПИ, 1975. - 120с.

235. Штремель М.А. Прочность сплавов. Дефекты решетки. М.: Металлургия, 1982.280с.

236. Миркин Л.И. Физические основы прочности и пластичности. М.: МГУ, 1969.538с.

237. Лихачев В.А., Хайрон Р.Ю. Введение в теорию дисклинаций. Л.: ЛГУ, 1975.183с.

238. Бенгус В.З., Комник С.Н. Некоторые особенности деформационного упрочнения щелочно-галоидных кристаллов // Физика деформационного упрочнения монокристаллов. — Киев: Наукова думка, 1972. С.54-74.

239. Бернер Р., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. М.: Мир, 1969.-272с.

240. Белл Дж. Экспериментальные основы механики деформируемых твердых тел. 4.2. -М.: Наука, 1984.-431с.

241. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких металлов. Киев: Наукова думка, 1975. - 315с.

242. Попов Л.Е., Козлов Э.В., Александров Н.А., Штейн Г.С. Температурная зависимость механических свойств упорядоченного твердого раствора №зМп. Деформационное упрочнение // ФММ. 1966. - Т.21, №6. - С.920-928.

243. Попов J1.E., Кобытев B.C., Ковалевская Т.А. Пластическая деформация сплавов. — М.: Металлургия, 1984. — 183с.

244. Травин О.В., Травина Н.Т. Структура и механические свойства монокристаллов гетерофазных систем. — М.: Металлургия, 1985. 184с.

245. Васильева А.Г. Деформационное упрочнение закаленных конструкционных сталей. М.: Машиностроение, 1981. - 231с.

246. Тылкин М.А., Большаков В.Н., Одесский П.Д. Структура и свойства строительных сталей. М.: Металлургия, 1983. - 287с.

247. Бернштейн М.Л. Прочность стали. М.: Металлургия, 1974. - 199с.

248. Попова Н.А., Козлов Э.В., Попов С.Н. Эволюция дислокационной структуры и ее связь со стадиями пластической деформации в стали 110Г13 // Современные проблемы прочности. Т.1. Великий Новгород: НвГУ, 2003. - С. 227-233.

249. Гудремон Э. Специальные стали. М.: Металлургия, 1959. - 952с.

250. Raghavan K.S., Sastri A.S., Marcinkowski M.J. Nature of the workhardening Hadfild's manganese Steel // Trans. TMS-AIME. 1969. - V.245. - P.1569-1575.

251. Ламбакахар О.О., Паскаль Ю.И. Дислокационная структура и деформационное упрочнение высокомарганцевой стали // Изв. вузов. Физика. 1973. - №7. - С.26-30.

252. Ламбакахар О.О., Паскаль Ю.И. О природе деформационного упрочнения высокомарганцевых аустенитных сталей. II // Изв. вузов. Физика. 1977. - №1. - С.159.

253. Соколов О.Г., Кацов К.Б. Железомарганцевые сплавы. Киев: Наукова думка, 1982.-216с.

254. Adler Р.Н., Olson G.B., Owen W.S. Strain hardening of Hadfield manganese Steel // Met. Trans. 1986. - V.17A. - P. 1725-1737.

255. Штремель M.A., Коваленко И.А. О механизме упрочнения стали Гадфильда // ФММ. 1987.-Т.63,№1.-С.172-180.

256. Чумляков Ю.И., Шехитоглу X., Киреева И.В. и др. Пластическая деформация монокристаллов стали Гадфильда // ДАН. 1998. - Т.361, №2. - С.185-188.

257. Литвинова Е.И., Киреева И.В., Захарова Е.Г. и др. Двойникование в монокристаллах стали Гадфильда // Физическая мезомеханика. 1999. — Т.2, №1-2. - С.115-121.

258. Геминов В.Н., Колмаков А.Г. Способ пересчета относительного удлинения и новый параметр пластичности // Зав. лаборатория. 1993. - №5. - С.32-33.

259. Grosh А.К. Tensile instability and necking in Materials with Strain Hardening and Strain-rate Hardening // Acta Met. 1977. - V.25, №12. - P.1413-1424.

260. Рыбин В.В. Физическая модель явления потери механической устойчивости и образования шейки // ФММ. 1977. - Т.44, №3. - С.623-632.

261. Теплякова Л.А., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н., Конева Н.А. Два пути эволюции дислокационной субструктуры в ансамбле зерен хромомарганцевой аустенитной стали с азотом // Актуальные проблемы прочности. С.-Пб., 2001. - С.361-366.

262. Козлов Э.В., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н. и др. Деформационное y-s мартенсит-ное превращение в хромомарганцевых сталях с азотом // Физические основы материаловедения. 2001.- №2. - С.27-29.

263. Агеев Н.В., Бабарэко А.А., Эгиз И.В. Влияние механического двойникования на текстуру ГЦК металлов // Кристаллическая структура и свойства металлических сплавов. — М.: Наука, 1978. С.131-146.

264. Козлов Э.В., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н. и др. Изменение позиций атомов углерода при пластической деформации мартенситной стали // Современные проблемы прочности. Т.1. Великий Новгород, 2001. - С. 106-110.

265. Гриднев В.Н., Мешков Ю.Я., Ошкадеров С.П., Трефилов В.И. Физические основы электродинамического упрочнения стали. Киев: Наукова думка, 1973. - 235с.

266. Саррак Р.И., Суворова С.О. О поведении углерода в пластически деформированном мартенсите // ФММ. 1970. - Т.29, №5. - С.1106-1107.

267. Этерошвили Т.В., Спасский М.Н. Развитие пластической деформации пакетного мартенсита. Среднеуглеродистая сталь // ФММ.- 1982. Т.54, №6. - С.1166-1172.

268. Клявин О.В., Чернов Ю.М., Швец Г.И. Взаимодействие движущихся дислокаций с внешней средой и точечными дефектами в кристаллических телах. Часть 1. Л.: ФТИ, 1989. -36с. (Препринт №1323).

269. Клявин О.В., Чернов Ю.М., Швец Г.И. Взаимодействие движущихся дислокаций с внешней средой и точечными дефектами в кристаллических телах. Часть 2. Л.: ФТИ, 1989. - 40с. (Препринт №1324).

270. Клявин О.В., Лиходеев Н.П., Орлов А.Н. Взаимодействие движущихся дислокаций с внешней средой и точечными дефектами в кристаллических телах. Часть 3. Л.: ФТИ, 1989. - 62с. (Препринт №1325).