Механизмы деформации высокопрочных монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

рГо од 2 1 ляг гиоз

На правах рукописи

Литвинова Елена Ивановна

МЕХАНИЗМЫ ДЕФОРМАЦИИ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ЛЮНОКРИ СТАЛ Л О В АУСТЕНИТНЫХ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ И СТАЛИ ГАДФИЛЬДА

Специальность 01.04.07 - физика твердого тела

АВТОРЕФЕРАТ

Диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск - 2000

Работа выполнена в Сибирском ордена Трудового Красного Знамени физико-техническом институте им. В. Д Кузнецова при Томском ордена Октябрьской Революции и ордена Трудового Красного Знамени государственном университете имени В. В. Куйбышева.

Научные руководители: доктор физико-математических наук,

Чумляков Ю. И кандидат физико-математических наук, Кнреева И В

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор Попов Л. Е доктор физико-математических наук, Афанасьев Н. И

Ведущая организация: Томский институт физики прочности и

материаловедения

Зашита состоится " 22 " июня 2000 г. в час. мин. на заседании диссертационного совета К 063.53.05 по присуждению ученой степени кандидата физико-математических наук в Томском государственном университете имени В. В. Куйбышева по адресу: 634010, г. Томск, пр. Ленина, 36, госуниверситет)

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Томского госуниверситета.

Автореферат разослан 2000 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета ^^ /и, Н. Анохина/

£3 чб.&оъ

¡/п 0 о уП/ -то П

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБО ТЫ

Актуальность работы. Аустенитные нержавеющие стали, упрочненные атомами внедрения и дисперсными частицами карбидов и нитридов л сталь Гадфильда представляют важный класс конструкционных материалов. Отличительными характеристиками этих материалов являются высокая прочность и пластичность, износостойкость, склонность быстрому упрочнению при деформации, линейный характер кривых течения a(s) Управление прочностными и пластическими свойствами этих сталей невозможно без выяснения механизмов формирования высокой прочности при твердорастворном упрочнении и пластической деформации Причину уникального поведения стали Гадфильда связывают с деформацией скольжением в условиях высокой концентрации атомов внедрения и с механическим двой-никованием. Решение вопроса о соотношении вклада скольжения и двойникования в стали I 'адфильда и аустеннтных нержавеющих сталях, упрочненных атомами внедрения, имеет большое научное и практическое значение, которое может быть выяснено с использованием монокристаллов данных сплавов. Впервые высокая эффективность использования монокристаллов стали Гадфильда для выяснения природы деформационного упрочнения была показана Штремелем М. А, и Коваленко И. А [1]. Использование монокристаллов аустеннтных сталей, упрочненных атомами внедрения и дисперсными частицами, позволяет получить целый ряд новых особенностей деформации, связанных с воздействием поля внешних напряжений на величину расщепления полных дислокаций а/2<110> на частичные дислокации Шокли а/6<211>: сильную ориенташонную зависимость критических напряжений сдвига т«р, и, как предельный случай расщеплення дислокаций а/2<1 Ю> на частичные дислокации Шокли, смену механизма деформации от скольжения к двойникованию. К настоящему времени эти вопросы в литературе разработаны слабо. В теоретических и экспериментальных работах предполагается, что с увеличением концентрации атомов внедрения, размера и объемной доли дисперсных частиц следует ожидать только возрастания т«р при сохранении скольжения единственным механизмом деформации и не рассматривается возможность формоизменения от скольжения к двойникованию. В отличие от общепринятых представлений о механизме деформации ГЦК кристаллов, в работе обнаружено, что при высоких концентрациях атомов внедрения С?0 7-4 ат.%, либо при дополнительном упрочнении дисперсными частицами пластическая деформация в аустеннтных нержавеющих сталях и стали Гадфильда при определенных ориентациях реализуется механическим двойникованием с самого начала пластического течения. Установлено, что достижение высокого уровня деформирующих напряжений в монокристаллах стали Гадфильда приводит к деформации

двойникованием при сжатии в [ III] ориентации и при растяжении в [001], в которых ранее в ГЦК низкопрочных сплавах замещения двойникование не наблюдалось. Выяснены физические причины, приводящие кдвойникованию.

Цель работы. На монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей и стали Гад-фильда исследовать закономерности твердорастворного упрочнения атомами внедрения и дисперсионного твердения в зависимости от концентрации атомов азота и углерода Cc.n=0.4-1.3 вес. %, размеров дисперсных частиц карбидов и нитридов, величины энергии дефекта упаковки y„v=0 02-0 08 Дж/м1, ориентации кристаллов и температуры испытания. С использованием высокопрочных монокрнста!лов стали Гадфильда с высокой концентрацией атомов внедрения CY=0 9-1.3 вес. % и низкой y.,v=0 023 Дж/м" выяснить возможность смены механизма деформации от скольжения к двойникованию в зависимости от ориентации оси растяжения кристаллов и знака прилагаемой нагрузки (растяжение/сжатие), исследовать закономерности развития деформации двойникованием и деформационного упрочнения при деформации двойникованием и скольжением.

Научная новизна. 1 Впервые в монокристаллах стали Гадфильда при <111>, <144>, <011>, <123>, <012> ориентациях обнаружено интенсивное двойникование. Найдена ориен-тационная зависимость развития деформации двойникованием. 2. Впервые обнаружены ориентации <111>, <144>, <011>, в которых деформация двойникованием развивается с самого начала пластического течения и является основным механизмом формоизменения кристаллов. Найдена связь коэффициента деформационного упрочнения 0, линейной зависимости кривых течения о(е) с взаимодействием систем двойникования друг с другом. Предложена модель зарождения и распространения двойникования в ГЦК монокристаллах с высокой концентрацией атомов внедрения без учета предшествующего макроскопического скольжения. 3. Б аустенитных нержавеющих сталях с высоким содержанием атомов внедрения 00 4 вес. %, упрочненных дисперсными частицами карбидов и нитридов и в стали Гадфильда обнаружена ориентационная зависимость т«р. Показано, что отклонение от закона Боасса-Шмида возрастает с увеличением концентрации атомов внедрения, размера и объемной доли частиц. Ориетационная зависимость х«р не зависит от типа атомов внедрения (азот, углерод), типа частиц вторичных фаз (карбиды, нитриды) и в сталях с высокой уЛу=0.08 Дж/м2 реализуется при концентрации атомов внедрения 00.5-0.7 вес. %. 4. Впервые в ГЦК монокристачлах стали Гадфильда при Т=300 К обнаружено развитие механического двойникования при сжатии в [ 111] и при растяженин в [001] орнентациях, где системы двойникования за счет движения дефектов упаковки вычитания являются геометрически

разупрочненными по сравнению с системами скольжения. Двойникованне, как и скольжение в монокристаллах стали Гадфильда становится полярным механизмом. При растяжении в < 111 > кристаллах двойнлкование реализуется за счет образования дефектов упаковки (ДУ) вычитания, при сжатии - ДУ внедрения.

Научно-практическая ценность работы заключается в экспериментальном доказательстве влияния концентрации атомов внедрения, ориентации кристаллов и температуры испытаний на смену механизма деформации от скольжения к двойникованию Экспериментально обнаруженное интенсивное деформационное упрочнение при двойниковании в монокристаллах стали Гадфильда с высоким содержанием атомов внедрения CV=0 93-1.3 вес. % может быть пспольмвано для pajpaöomi новых методов упрочнения путем совмещения твер-дорастворного упрочнения атомами внедрения и субструктурного упрочнения двойниковыми границами. Полученные на монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей, упрочненных атомами внедрения и дисперсными частицами, закономерности орнентацпонной зависимости механизма деформации могут быть применены для анализа деформационного упрочнения текстурированных поликристаллов аустенитных нержавеющих сталей.

Научные положения, выносимые на защиту:

1. Экспериментально найденные закономерности ориентационной зависимости (отклонение от закона Боасса-Шмида) критических скалывающих напряжений в монокристаллах стали Гадфильда и аустенитных нержавеющих сталей в зависимости от концентрации атомов азота и углерода Сс.м>0 4 вес. %, размера дисперсных частиц нитридов и карбидов, ориентации кристаллов, величины энергии дефекта упаковки, температуры испытания. Дислокационная модель твердорастворного упрочнения и дисперсионного твердения, объясняющая ориентационную зависимость критических скалывающих напряжений, основанная на учете изменения расщепления дислокаций а/2<110> в поле внешних напряжений на частичные дислокации Шокли а/6<211>.

2. Экспериментальное доказательство развития механического двойникования без предшествующего скольжения в монокристаллах стали Гадфильда. Дислокационная модель зарождения двойников по механизму "скользящего источника".

3. Экспериментально установленная для монокристаллов стали Гадфильда зависимость механизма деформации (скольжения и двойникования) от ориентации оси растяжения кристаллов. При растяжении в [ 111], [011], [ 377]. [ 144] ориентациях деформация с самого начала пластического течения развивается двонникованием и является основным механизмом формоизменения кристаллов. При растяжении в [ 123], [012]. [ 113] ориентациях

о

двойникованию предшествует скольжение. Стадийность cj(s) кривых определяется последовательным включением в деформацию скольжения, двойникования в одной системе и множественного двойникования.

4. Экспериментально установленная полярность деформации двойникованием в кристаллах стали Гадфильда. Развитие двойникования за счет образования дефектов упаковки вычитания при растяжении в [ 111] и при сжатии в [001] ориентациях и дефектов упаковки внедрения при сжатии в [ 111] и при растяжении в [001]

Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на следующих конференциях

1. V Российская научная студенческая конференция - Томск - 14-16 мая. 1996

2. 1 Международный семинар "Актуальные проблемы прочности" - Новгород. -15-18 октября, 1997.

3. IV Международная школа-семинар "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах".- Барнаул. - 2-7 сентября, 1998

4 Конференция молодых ученых. Физическая мезомеханика материалов. - г. Томск - 1-3, декабря, 1998.

5. XJV Уральская школа металловедов-термистов "Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов". - Ижевск-Екатеринбург. - 23-27 февраля, 1998.

6. V Росснйско-Китайский симпозиум "Advanced materials and Processes". - Baikalsk, Russia. -27 июля-1 августа, 1999.

7. Бернштейновские чтения по термомеханической обработке. - Москва, МИСиС. - 27-28 октября, 1999,

8. XV Уральская школа металловедов-термистов "Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов". - Екатеринбург. - Н-18 февраля 2000.

9. Школа-семинар молодых ученых '"Современные проблемы физики и технологии". -Томск,- 1-3 февраля 2000 г.

Публикации' По теме диссертации опубликовано 5 статей, 17 тезисов конференций Список основных публикаций приведен в конце автореферата.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, общих выводов и списка литературы. Работа содержит 171 страницу машинописного текста, 87 рисунков, 21 таблицу. Список цитируемой литературы включает 128 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цель и задачи работы, положения, выносимые на защиту

Первая глава. Проведен обзор современного состояния проблемы двойникования в ГЦК чистых металлах, твердых растворах замещения в отсутствие и при наличии ближнего порядка, твердых растворов внедрения и гетерофазньгх сплавов. Анализ закономерностей ориентационной и температурной зависимости деформации двойннкованием в чистых металлах и твердых растворах замещения показывает, что двойникование реализуется всегда только в сплавах с низкой упершей дефекта упаковки у.„, после значительной деформации скольжением и при температурах испытаний ниже комнатной

Вторая глава На основании анализа литературных данных формулируются и обосновываются задачи исследования, определяются материалы и методики исследования.

В работе ставилась задача, во-первых, систематически исследовать закономерности смены механизма деформации от скольжения к двойникованию на монокристаллах аусте-нитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда при твердорастворном упрочнении атомами внедрения высокой концентрацин Сс, ц=0.4-1 3 вес. % и при дисперсионном твердении аустенитных нержавеющих сталей с С<-. N=0.4-0.9 вес.%. в зависимости от ориентации кристаллов, уровня деформирующих напряжений и величины энергии дефекта упаковки у„у=0,02-0.08 Дж/м2. Во-вторых, предполагалось развить применительно к аустенитным нержавеющим сталям и стали Гадфильда, упрочненных атомами внедрения и дисперсными частицами, концепцию высокопрочного состояния как физическую основу их прочностных и пластических свойств Основная идея этой концепции заключается в том, что в высокопрочных ГЦК кристаллах необходимо учитывать воздействие поля внешних напряжений на величину расщепления полной дислокации а/2<110> на частичные дислокации Шокли а/6<2П>. Поэтому в специально подобранных условиях деформации - растяжение вдоль [ 111], сжатие в [001] - в кристаллах аустенитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда с низкой у,.,у=0 02-0,03 Дж/м2 и с высокими прочностными свойствами, достигаемыми за счет твердорастворного упрочнения атомами внедрения разного сорта (азот и углерод), дисперсионного твердения следует ожидать дополнительного к равновесному расщепления дислокации, переход от скольжения к двойникованию.

В случае реализации деформации двойннкованием с самого начала пластического течения без макроскопической деформации скольжением предполагалось исследовать зако-

номерности деформационного упрочнения (стадийность кривых течения, коэффициента деформационного упрочнения О) при двойниковании и развить модель "скользящего источника" двойникующих дислокаций к аустенитным сталям при твердорастворном упрочнении атомами внедрения, который позволяет рассматривать зарождение дефекта упаковки как крайний случай расщепления в поле внешних напряжений а!2<\ 10> дислокаций на частичные дислокации Шокли. Действие такого атермического механизма зарождения двойников дает основание ожидать существенного расширения, по сравнению с однофазными ГЦК кристаллами, температурного интервала деформации двойникованием.

При растяжении в кристаллах [001 ] ориентации (аналогично - при сжатии в [ 111]) поле внешних напряжений способствует уменьшению расщепления полных дислокаций а/2<110> на частичные дислокации Шокли а/6<211>. Обычно в низкопрочных ГЦК криста-лах деформация двойникованием в ориентациях, близких к полюсу [001] при растяжении не наблюдается. Поэтому эти ориентации считаются недвойникующимися Такой подход к анализу ориектационной зависимости механического двойникования основан на представлении, что дефекты упаковки вычитания являются основным типом дефектов, которые образуются при расщеплении полной дислокации а/2<1 Ю> на частичные дислокации Шокли а/6<211> или при других дислокационных реакциях, описывающих зарождение двойников. С другой стороны, теоретически возможным является расщепление полной дислокации а/2<110> на частичные дислокации Шокли с образованием между ними дефекта упаковки внедрения. Такие двухслойные дефекты упаковки наблюдались при образовании пар дефектов упаковки вычитания-внедрения за счет взаимодействия двух полных дислокаций, но двойникования за счет движения частичных Шокли, развертывающих двухслойные дефекты упаковки в ГЦК кристаллах до сих пор обнаружено. Поэтому изучение механизмов деформации (скольжения и двойникования) в ориентацих, где двойникование по типу ДУ вычитания по геометрическим причинам запрещено, является одной из задач исследования.

В настоящей работе поставлены следующие задачи исследования: 1. Исследовать зависимость критических скалывающих напряжений в монокристаллах ау-стенитных нержавеющих сталей от величины уа,=0.02-0.08 Дж/м2, концентрации атомов углерода и азота См=0.4-1.3 вес.%, ориентации оси растяжения кристаллов, температуры испытания Т=77-673 К. 2. Исследовать зависимость критических скалывающих напряжений т^, в монокристаллах аустеннтных нержавеющих сталей с высокой концентрацией атомов внедрения от размера дисперсных частиц нитридов и карбидов, ориентации оси растяжения кристаллов, величины улу матрицы, температуры испытания 3. Разработать модель твердо-

У

растворного упрочнения и дисперсионного твердения, объясняющую зависимость т^, от величины энергии дефекта упаковки и ориентации кристалла. 4. На монокристаллах стали I 'адфильда исследовать возможность смены механизма деформации от скольжения к двой-никованию. Выяснить условия такой смены механизма деформации в зависимости от ориентации оси растяжения кристаллов. Разработать механизм зарождения двойников в ГЦК кристаллах с высокой концентрацией атомов внедрения. 5. Провести исследование функциональной зависимости а(е), картины следов скольжения, прецессии оси кристаллов, дислокационной структуры в монокристаллах стали 1'адфильда разных ориентации. Исследовать закономерности деформационного упрочнения при деформации скольжением и двойнико-ванием 6 В монокристаллах стали 1 адфильда выяснить роль локализации сдвига на развитие деформации двойникованием и величину коэффициента деформационного упрочнения.

Третья глава. Твердорастворное упрочнение и дисперсионное твердение монокристаллов аустенитных нержавеющих craieñ и стали Гадфильда с высоким содержанием атомов внедрения.

В первом разделе главы показано, что монокристаллы стали Fe-26Cr-32N¡-3Mo с высокой энергией дефекта упаковки -^,=0.08 Дж/м2 и с высокой концентрацией атомов азота Сн=0.7 вес.% обнаруживают нетипичные для ГЦК чистых металлов и твердых растворов замещения закономерности формирования прочностных свойств в зависимости от температуры испытания и ориентации оси растяжения кристаллов: наблюдается сильная температурная и ориентационная зависимость т^ (рис. 1а). При растяжении в "жестких" кристаллах [001] ориентации х^ оказываются выше, чем при растяжении в "мягких" кристаллах в [ 111] ориентации. Указанное различие в кристаллах "жестких" и "мягких" ориентации усиливается с понижением температуры испытания до Т=77 К. Установлено, что причина ориентационной зависимости г^ в стали Fe-26Cr-32Ni-3Mo с высокой энергией дефекта упаковки у „»=0.08 Дж/м2 обусловлена ориентационной зависимостью типа возникающей дислокационной структуры, в [ 111] ориентациях при растяжении скольжение реализуется расщепленными дислокациями и двойникованием, тогда как в [001] ориентациях наблюдается планарная дислокационная структура из нерасшепленных дислокаций. Отклонение от закона Боасса-Шмида (ориентационная зависимость т„р) в стали с высокой у,п=0 08 Дж/м2 наблюдается только при высоких концентрациях атомов азота Сх=0.7 вес.%.

В аустенитных нержавеющих сталях с низкой у .„=0.02-0.03 Дж/м2 ориентационная зависимость тф обнаружена при меньших концентрациях атомов внедрения С'х.,-=0.4-0 5 вес.%, как в стали Fe-22Cr-17Ni-2Mo с азотом См =0.5 вес.%„так и в стали Fe-!8Cr-l6Ni-

lOMn с углеродом Сс =0 4 вес.%. Следовательно, величина энергии дефекта упаковки yjy определяет критические концентрации атомов внедрения, при которых в аустенитных нержавеющих сталях наблюдается ориентационная зависимость Ткр. При Т<300 К. ориентаци-онная зависимость t^ в сталях с углеродом оказывается аналогичной как и в сталях с азотом. При Т>300 К в сталях с углеродом обнаружена аномальная температурная зависимость т,ф(Т) и усиление ориентационной зависимости т^, (рис. 16) В сталях с азотом аномальная температурная зависимость Хкр(1) в области атермического течения Т>300 К не обнаружена. Наличие аномальной температурной зависимости Ткр(Т) при '(>300 К в аустенитных нержавеющих сталях, ле1 ированных углеродом, связано с подвижностью атомов углерода в твердом растворе, развитием динамического деформационного старения. В сталях, легированных азотом из-за установленной в литературе меньшей диффузионной подвижности атомов азота по сравнению с атомами углерода, процессы диффузии оказываются смещенными к более высоким температурам испытания Т>573-673 К.

Экспериментально установлено существование ориентационной зависимости 1кр в монокристаллах стали Гадфильда. При деформации растяжением кристаллы [012], [ 113], [001] ориентации оказываются "жесткими", характеризуются сильной температурной зависимостью тК1,(Т) по сравнению с кристаллами [ 111] ориентации, которые являются "мягкими" и имеют слабую температурную зависимость т«р (рис. 1 б). Детальные исследования механизмов деформации в стали Гадфильда с привлечением методов оптической и электронной микроскопии, рентгеновского анализа показали, что в стали Гадфильда ориентационная зависимость ткр, связана со сменой механизма деформации от скольжения при растяжении в [ 123], [012], [ 113] ориентациях к двойникованию в [ 111]. Показано, что при растяжении в кристаллах [ 111] ориентации при Т=29 5 К с самого начала пластического течения е=1-2% деформация реализуется двойникованием. Прецессия оси кристаллов происходит в полюс [ 211], соответствующий направлению двойникования в первичной системе Дислокационная структура кристаллов [ 111] ориентации, деформированных растяжением е=1-2 % при Т=295 К, характеризуется наличием микродвойников и дефектов упаковки. При растяжении в [012], [ 113], [ 123], [001] ориентациях следы скольжения при Т=295 К не наблюдаются, дислокационная структура е= 1-2 % оказывается однородной. Тонкие следы скольжения и плоские скопления дислокаций при растяжении в [012], [ 113], [ 123] ориентациях появляются только при низких Т<173 К. Изменение положения оси растяжения крн-сталловв [012],[ 113], [ 123] ориентациях при £<5 % происходит в направлении [ 101],

соответствующем направлению скольжения в первичной системе. Таким образом, при растяжении монокристаллов стали Гадфильда с высокой концентрацией атомов углерода Сс=1.03 вес. % и низкой уду=0 023 Дж/м2 экспериментально наблюдается ориентационная зависимость ткр, обусловленная сменой механизма деформации от скольжения к двойнико-ванию. Смена знака прилагаемой нагрузки от растяжения к сжатию в монокристаллах стали Гадфильда позволяетуправлятьгмеханизмом деформации скольжения и двойникования: "жесткие" при растяжении кристаллы [001] ориентации при сжатии становятся

н

з 2

1 О

Рис. 1. Температурная зависимость т,ф в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей

и стали Гадфильда

"мягкими", характеризуются слабой температурной зависимостью Ткр, имеют Ткр меньше, чем кристаллы [ 111] ориентации, которые при деформации сжатием характеризуются высокими значениями т«р и сильной температурной зависимостью th?(T). Металлографически двой-никование при сжатии в [001] ориентации обнаруживается с самого начала пластического течения £=1-2 %. Электронно-микроскопическими исследованиями показано, что в кристаллах [001 ] при сжатии наблюдаются дефекты упаковки, двойники деформации. Таким образом, сочетание высокого уровня деформирующих напряжений, достигаемого за счет высокой концентрации атомов углерода С<-=1.03 вес. %, и низких значений ул,=0.023 Дж/м2 приводит в монокристаллах стали Гадфильда к появлению ориентационной зависимости т«р как при растяжении, так и при сжатии.

- D

а

т n-rooj]

д- [ill!

3,4-9г - i2.3Mn-i.03C f

^ = 0.029) ж/м*

„оi

г? m з?з 5?з frm m

Во втором разделе главы приводятся экспериментальные результаты по изучению дисперсионного твердения монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей с высоким содержанием атомов внедрения Сс..\=0 4-0.9 вес. % в зависимости от размера дисперсных частиц карбидов и нитридов, ориентации оси растяжения кристаллов и температуры испытания Т=77-673 К.

Выделение дисперсных частиц нитридов и карбидов в аустенитных нержавеющих сталях при старении в течении t=0-25 часов при 923 К независимо от величины энергии дефекта упаковки у.„=0.02-0.08 Дж/м2 сплавов приводит к типичной для большинства диспер-сионно-твердеющих зависимости Tkp(t). Хц, возрастают при t<5-10 часов, достигают максимума на зависимости ikf(t) и при Р5-10 часов наблюдается уменьшение тк1, (рис 2а) Исследования дислокационной структуры, анализ картин скольжения и вида кривых течения о(б), изменение коэффициента деформационного упрочнения ® от времени старения показывают, что стадийность кинетики дисперсионного твердения T^ft) связана со сменой механизма взаимодействия дислокаций с частицами от срезания на стадии роста т,ф от t к огибанию частиц при перестариаании.

Установлено, что ориентационная зависимость т^,, обнаруженная экспериментально в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей в однофазном состоянии, усиливается при выделении дисперсных частиц нитридов и карбидов на стадии роста i^t) при срезании частиц дислокациями и сохраняется сильной при t>15-20 часов на стадии огибания (рис 2) Ориентационная зависимость riP(t) усиливается с понижением температуры испытания и достигает максимального значения при Т=77 К (рис. 2а).

Физическая причина отклонения от закона Боаса-Шмида связана с ориентационной зависимостью величины расщепления, обусловленной воздействием поля внешних напряжений на тонкую структуру скользящей дислокации. На стадии роста T4(t) оценки ориентационной зависимости критических напряжений сдвига при дисперсионном твердении ткрд'т* согласуются с оценками в модели Нембача [2], согласно которой т,р при взаимодействии скользящих дислокаций с когерентными полями от дисперсных частиц определяются не только размером, объемной долей частиц, параметром упругого несоответствия решеток частиц и матрицы, но и величиной их расще'пления Л. Поскольку в [001] дислокации оказываются нерасщепленными, то их взаимодействие с дисперсными частицами происходит при больших напряжениях, чем в случае расщепленных дислокаций в [ 111] ориентации, и оценивается по модели Герольда-Хаберкорна [3]

Ti

JU(1q 50 O

ЬОй

300

20 0

400 a

0 5 40 45- áfl 25" 0 5 ífl ¿5 50 ¿5 t,4.

Рис. 2. Ориентацнонная зависимость тф (a), t^, ткрп (б) при дисперсионном твердении ау-стенптных нержавеющих сталей, упрочненных атомами внедрения

Аналогичный подход применен к объяснению ориентационной зависимости тч>ДТ1 на поздних стадиях старения, когда скользящие дислокации огибают дисперсные частицы. Оценки по модели Эшби [4], которая учитывает величину расщепления дислокаций при огибании, согласуются с экспериментально полученными значениями т„р для "мягких" <111> кристаллов на поздних стадиях старения t> 10 часов. Следовательно, в кристаллах [ Ш] ориентации огибание реализуется расщепленными дислокациями, поэтому t^f 111] оказывается меньше, чем в [001], в которых когда поле внешних напряжений "поджимает" полоску дефекта упаковки и огибание происходит нерасщепленными дислокациями.

Обнаружена зависимость термически-активируемой xíps и атермической компонент напряжения течения от времени старения и ориентации оси растяжения кристаллов (рис. 26). На ранних стадиях старения t<10 часов т^ увеличивается по сравнению с однофазным состоянием. При t>10 часов наблюдается уменьшение термически-активируемой т*/ компоненты напряжения течения по сравнению с ранними стадиями старения. Показано, что сильная температурная зависимость хкт(Т). наблюдаемая при перестариванни t>10 часов, обусловлена вкладом атомов внедрения, остающихся в матрице после выделения дисперс-

Tcr=9S3K

Q-Соол

t

h 30(1 К

fe-22Cr-d?|/¡-2^o-a5y

a - [OOdJ [Hl]

е

Г /■

£

■'Cf

~а7

Y

-aJ

кр

ных частиц, огибаемых дислокациями. Установлено, что на стадии срезания частиц дислокациями t<5 часов ориентационная зависимость т^ и ткраусиливается по сравнению с однофазным состоянием и достигает максимального значения при 1-5-10 часов. При огибанш частиц при t>10 часов ориентационная зависимость т^,5 уменьшается по сравнению с ранними стадиями старения, а ориентационная зависимость атермической компоненты сохраняется постоянной Такое поведение т^ и в разных структурных состояниях обуславливает усиление ориентацнонной зависимости г,р по сравнению с состоянием твердого раствора на стадии прорезания частиц дислокациями t< 10 часов и сохранение сильной зависимости кинетики дисперсионного твердения т^О) от ориентации при огибании выделений вторичных фаз прп t>IO часов Т«=923 К (рис. 2).

Показано, что существует зависимость энергии активации движения дислокации Un от времени старения t и ориентации оси растяжения кристаллов. В однофазном состоянии и на стадии огибания частиц дислокациями t>10 часов значения Uo оказываются близкими и связаны с термически-активируемым преодолением атомов внедрения. На ранних стадиях старения t<10 часов обнаружено увеличение энергии активации движения дислокаций LI, пс сравнению с однофазным состоянием и сильная ориентационная зависимость Uo.

Четвертая глава. О соотношении скольжения и двойникования в высокопрочных монокристаллах стали Гадфильда в низкой уду.

В первом разделе главы приводятся экспериментальные результаты по исследованию закономерностей и механизма пластической деформации монокристаллов стали Гадфильда при деформации растяжением при Т=300 К вдоль [011], [ 377], [ 144], [ 111] ориентации. Показано, что существует зависимость вида кривых течения, коэффициента деформационного упрочнения 0, протяженности стадий и однородного удлинения до разрушения от ориентации оси растяжения кристаллов [011], [ 377], [ 111] (рис. 3, кривые 1-3). Металлографические, электронно-микроскопические исследования картины скольжения и дефектной структуры деформированных кристаллов, рентгеновские исследования прецессии оси кристалла в зависимости от степени деформации показали, что в этих ориентациях двойникова-ние развивается с самых ранних стадий деформации и множественность двойникового сдвига определяет стадийность кривых течения Первая стадия с высокими значениями 0=G/2O-G/10 (G=78000 МПа - модуль сдвига) при s<l -2% связана с развитием деформации тонким двойниками в нескольких системах. Зуб текучести и стадия II с ©=0 в [ 377], [011] ориентациях обусловлены зарождением и распространением по кристаллу полосы Людерса из двойников деформации в одной первичной системе двойникования [ 211](111), а переход к

стадии 111 с линейной зависимостью о(е) с 0=G/55-G/4O связан с развитием множественного двойникования. Показано, что протяженность стадии распространения деформации полосой Людерса -В-15% и увеличивается с отклонением исходной ориентации оси кристалла от [ Ш] полюса (рис. 3) Исследование прецессии оси кристаллов [011], [ 377] и [ 144] показало, что с самого начала пластического течения ось кристалла движется по большому кругу, соединяющему начальную ориентацию кристалла и полюс [ 211], который является направлением двойникового сдвига для первичной системы двойникования а/6[ 211](11 I) (рис. 3) Сопоставление экспериментальных значений удлинения e.^^lAl/lu).« с рассчитанными значениями деформации е^,,,, двойникованием по результатам измерения прецессии оси кристалла в предположении действия одной системы двойникования показывает, что на стадии распространения деформации двойникованием полосой Людерса-Чернова значения е,кс оказываются близкими к ЕреН,г, а на стадии линейного упрочнения Брентг меньше, чем £)Ке. Следовательно, деформация двойникованием является основным механизмом в [011], [ 377] ориентациях на стадии II развития двойникования полосой Людерса-Чернова, а вклад в деформацию вторичных систем двойникования на линейной стадии упрочнения оказывается значительным и высокие значения 0 связаны с взаимодействием систем двойникования друг с другом

Показано, что в кристаллах [ 111] вид кривой течения зависит от отклонения оси кристалла от полюса [ 111]. При небольшом отклонении ~3° кристаллов стали Гадфильда с Сс=0.93 вес. % на кривой течения обнаружен зуб текучести и короткая стадия II. Отклонение от точной ориентации [ 111], увеличение концентрации атомов внедрения до Сс= 1 03 вес. % и Сг»\=1.03 вес.'НС+О^ вес. %N при точной ориентации [111] приводит к исчезновению зуба текучести, преимущественному развитию сдвига в одной системе двойникования (рис. 3) Прецессия оси кристаллов происходит в полюс [ 211] и высокие значения © связаны с деформацией двойникованием в двух системах с преимущественным развитием двойникования в одной системе [ 211 ](111)

Показано, что при растяжении в ориентациях, близких к [ 111] полюсу, коэффициент упрочнения О оказывается выше, чем в кристаллах [011], [ 377]: 0ш[ Tll]> 0щ[011]. Высокие значения 0tn при растяжении в [ 111] ориентации обусловлены развитием множественного двойникования в [ 111], увеличением плотности двойников одновременно в нескольких системах и числа их пересечений с увеличением деформации Это обстоятельство подтверждается металлографическими и электронно-микроскопическими исследованиями.

Рис, 3. Кривые течения монокристаллов стали Гадфильда при растяжении (Тис„=300 К)

С использованием работы Штремеля М. А. и др. [1] и дислокационных моделей Remy [53 и Adler, Olson, Owen [6] дано объяснение обнаруженных экспериментально высоких значений коэффициента деформационного упрочнения © на линейной стадии Ш пластического течения.

Проведено количественное описание стадийности монокристаллов стали Гадфильда при растяжении в [ 111], [011], [ 377] ориентациях в дисклинационной модели двойникова-ния Mulner [7]. Оценки по модели Mulner [7] оказываются близкими к экспериментально полученным значениям коэффициента деформационного упрочнения

Во втором разделе главы приведены экспериментальные результаты по исследованию закономерностей и механизма пластической деформации монокристаллов стали Гадфильда при растяжении в [012], [ 123], [ 113], [001] ориентациях и при сжатии в [ 111] Показано, что при растяжении в [012], [ 113], [ 123] ориентациях двойникованпю предшествует скольжение (рис. 3, кривые 4-6). Высокая подвижность атомов углерода при Т=300 оказы-

вает влияние на накопление скользящих дислокаций в кристалле и является причиной высоких значений 0 при деформации скольжением в ориентациях [012], [ 123], [ 113]. При больших деформациях пересечение двойников друг с другом и со скольжением обуславливает высокие значения 0 при растяжении в [012], [ 123], [ 113] ориентациях.

Экспериментально деформация двойникованиеи обнаружена при растяжении в [001] ориентации и сжатии в [ 111], в которых ранее в ГЦК сплавах с низкой улу двойникоаание не наблюдалось. Установлено, что при растяжении в [001 ] кристаллах деформация развивается в одну линейную стадию с высокими значениями коэффициента упрочнения 0 (рис. 3, кривая 7) Металлографические исследования на поверхности кристаллов при е<5% следов скольжения не обнаружили, тогда как при е>5°/о наблюдаются двойники Электронно-микроскопические исследования обнаружили высокую плотность двойников деформации. Следовательно, высокие значения 0 в <001> кристаллах связаны с развитием деформации скольженнем и двойникованием в нескольких системах одновременно.

При сжатии монокристаллов стали Гадфильда в [ 111] ориентациях, где фактор Шмида шд, для двойникования ниже, чем для скольжения iru и, следовательно, условия для деформации двойникованием оказываются неблагоприятными, пластическое течение при £-0-3% происходит с 0 близким к нулю На с(е) кривых при £=2-3 % наблюдаются срывы нагрузки. Металлографические исследования поверхности деформированных образцов [ 111] ориентации показывают, что этому участку кривых течения соответствует зарождение локализованных полос, в которых сосредоточена вся деформация. Рентгеновские исследования обнаружили, что решетка внутри этих полос поворачивается на угол а, зависящий от степени деформации. С использованием рентгеновского и двухследового анализа показано, что плоскости габитуса этих полос отклонены от плотноупакованньгх плоскостей {111 ¡ на -6-8°. При е^З-8% кривая пластического течения становится гладкой и 0 увеличивается. В опытах с переполировкой и травлением в полосах обнаружено образование двойников двух систем. При больших степенях деформации s>8-9%, двойникование наблюдается и вне макрополос сдвига. Электронно-микроскопические исследования дислокационной структуры кристаллов [111] ориентации, деформированных сжатием, обнаружили двойники и дефекты упаковки с начала пластического течения,

Двойникование при растяжении в кристаллах [001] ориентации и в [ 111] при сжатии ранее экспериментально в ГЦК металлах и сплавах не наблюдалось и является принципиально новым результатом. В ГЦК монокристаллах стали Гадфильда впервые удается экспериментально обнаружить явление полярности двойникового сдвига в кристаллах [001] при

сжатии двойникование происходит за счет образования дефектов упаковки (ДУ) вычитания, при растяжении - ДУ внедрения. Следовательно, высокий уровень сил трения, достигаемый в стали Гадфильда за счет высокой концентрации атомов внедрения 04-6 ат. %, в сочетании с низкой 7лу=0.023 Дж/м2 приводит к новым закономерностям деформации двойникова-нием - за счет образования ДУ внедрения.

В третьем разделе главы рассматриваются механизмы зарождения двойников, способные объяснить полученные экспериментально закономерности смены механизма деформации от скольжения к двойникованию, деформацию двойникованием с самого начала пластического течения и двойникование в ориентациях [001] при растяжении и [ 111] при сжатии в стали i адфильда. Предполагается, что образование двойников в стали Гадфильда может происходить по механизму "скользящего источника" - когда полная дислокация а/2<1 Ю> теряет устойчивость к расщеплению на частичные Шокли за счет неравенства сил, действующих на частичные дислокации со стороны внешних напряжений и различия в сопротивлении их движению со стороны атомов внедрения.

Предложена модель зарождения двойников в запрещенных по геометрическим причинам кристаллах [001] при растяжении и [ 111] при сжатии по типу перерасщепления полной дислокации а/2<110> на частичные Шокли с образованием двухслойных дефектов упаковки внедрения между дислокациями Шокли.

На основании исследований, проведенных в работе, сделаны следующие выводы:

1. Впервые показано, что в монокристаллах стали Гадфильда и аустенитных нержавеющих сталей, упрочненных азотом и углеродом, наблюдается ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений ткр. Обнаружено два типа ориентационной зависимости:

а) в двойникующихся с самого начала пластической деформации монокристаллах стали Гадфильда критические скалывающие напряжения в [ 111],[ 144],[011],[ 377] ориентациях ниже, чем т«р при деформации скольжением в [012], [ 123], [ 113] ориентациях при растяжении;

б) при деформации скольжением в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с углеродом и азотом в "мягких" [ 111] кристаллах с атомами внедрения взаимодействуют расщепленные на частичные Шокли полные дислокации, тогда как в [001 ] -нерасщепленные а/2<110> дислокации.

2. Экспериментально показано, что выделение дисперсных частиц карбидов и нитридов в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с высокой концентрацией атомов

внедрения и с низкой энергией дефекта упаковки уд, приводит к ориентационной зависимости ткт Установлено, что отклонения от закона Боасса-Шмида возрастают с понижением температуры испытания и с увеличением при дисперсионном твердении. Показано, что физическая причина нешмидовских эффектов при дисперсионном твердении связана с воздействием поля внешних напряжений на величину расщепления полных дислокаций а/2<110> на частичные дислокации Шокли. Увеличение расщепления в [111] кристаллах приводит к уменьшению т«,, при срезании и огибании дисперсных частиц по сравнению с [001] кристаллами, в которых расщепление уменьшается.

3 Экспериментально показано, что в монокристаллах стали Гадфильда при деформации растяжением в [О I i ], [ 377], [ 144], [ 1 1 lj деформация реализуется механическим двой-никованием с самого начала пластического течения идо разрушения Стадийность кривых течения и величина коэффициента деформационного упрочнения 0 определяется числом действующих систем двойникования. Зарождение и распространение двойнико-вания в [011], [ 377], [ 144] ориентациях происходит полосой Людерса-Чернова, переход к двойникованию в нескольких системах определяет линейную зависимость <з{е) и высокие значения 0. В [ 111] кристаллах развитие двойникования в нескольких системах является причиной высоких значений 0.

4. В [012], [ 123], [ 113] кристаллах стали Гадфильда смена механизма деформации от скольжения к двойникованию наблюдается на поздних стадиях деформации. Стадийность кривых течения определяется последовательным включением в деформацию скольжения, двойникования в одной системе и двойникования в нескольких системах.

5. Впервые на монокристаллах стали Гадфильда установлено, что механическое двойнико-вание наблюдается при растяжении в [001] и сжатии в [ 111] кристаллов. Показано, что в отличие от ГЦК монокристаллов в стали Гадфильда наблюдается полярность двойникования: в [001], [ 111] кристаллах двойникование имеет место как при растяжении, так и при сжатии

6. При деформации сжатием [ 111] кристаллов стали Гадфильда с начала пластического течения обнаружена локализация деформации за счет зарождения и распространения макроскопических полос сдвига' Показано, что разориентация решетки в полосе локали-зованого сдвига возрастает с увеличением степени пластической деформации.

7. Предложена дислокационная модель зарождения двойникования в [011], [ 377], [ 144], [ 111] с самого начала пластического течения, основанная на расщеплении полных дислокаций на частичные дислокации Шокли с образованием дефектов упаковки вычитания.

При растяжении в [001] и сжатии в [ 111] ориентациях двойникование реализуется за счет образования дефектов упаковки внедрения. Основные результаты работы опубликованы в следующие работах:

1. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Коротаев А,Д., Литвинова Е.И., Зуев Ю.Л. Механизмы пластической деформации, упрочнения и разрушения монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей с азотом // Изв. ВУЗов, Физика. - том 39. - №3. - 1996. - с. 5-33.

2. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Калашников HC., Литвинова Е.И., Иванов Ю.Ф Ориента-ционная зависимость критических скалывающих напряжений в высокопрочных монокристаллах аустенитных сталей // ДАН, Техническая физика,- том 352. - №3. - 1997, - с. 323-326. 3 Чумляков Ю.И., Ше.хитоглу X , Киреева И.В., Литвинова Е.И., Захарова Е.Г., Калашников И.С. Пластическая деформация монокристаллов стали Гадфильда//ДАН, Техническая физика. -том. 361. - №2 - 1998. - с. 192-195.

4. Литвинова Е. И., Киреева И. В., Захарова Е. Г., ЛузгиноваН. В., Чумляков Ю. И Двойникование в монокристаллах стали Гадфильда // Физическая мезомеханика. - том 2. • № 1-2. -

1999. - с. 107-112.

5. Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V., Sehitoglu H., Litvinova E.I., Zaharova E.G., LuzginovaN.V.. High-Strength Single Crystals of Austenitic Stainless Steels with Nitrogen Content: Mechanism of Deformation and Fracture // High Nitrogen Steels. Proc. of the 5th Intern. Conf. - May 24-29, 1998. - Espoo, Finland and Stockholm, Sweeden. - pp. 395-400.

6. Чумляков Ю, И., Киреева И. В., Литвинова E. И., Лузгинова H. В., Захарова Е. Г., Сейхи-тоглу X., Караман И. Механизмы деформационного упрочнения монокристаллов стали Гадфильда // Тезисы докладов. XV Уральская школа металловедов-термистов "Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов". - Екатеринбург. - 14-18 февраля,

2000,- с. 92.

7. Чумляков Ю. И, Киреева И В , Литвинова Е. И , Захарова Е. Г., Лузгинова Н. Механизмы деформации и разрушения монокристаллов аустенитных сталей, упрочненных азотом // Бернштейновские чтения по термомеханической обработке. Тезисы докладов. - Москва, МИСиС. - 1999. - с. 73.

ЛИТЕРАТУРА

1. Штремель М. А., Коваленко И. А. О механизме упрочнения стали Гадфильда // ФММ. -1987.-Том. 63.-вып. 1. —с. 172-180.

2 Nembach E Hardening by coherent precipitates having a lattice mismatch the effect of dislocation splitting // Scripta Met. - 1984. - Vol 18 - pp. 105-110.

3 Gerold V , Haberkorn H. On the critical resolved shear stress of solid solutions containing coherent precipitates // Phys. Status Solidi. - 1966. - V. 16. - pp 675-584.

4. Ashby M. F. The hardening of metals by non deforming particles//Acta Met. - 1966. - p. 14.

5. Remy L. Kinetics FCC deformation twinning and its relationship to stress-strain behavior // Aca Met. - 1978. - Vol. 26. - pp 443-451.

6. Adler P. H , Olson G. B , Owen W S Strain Hardening of Hadfield Manganese Steel // Metal. Trans. A. - 1986 - Vol. 17A. - pp. 1725- 1737

7 Mulner P , Solenthaler C , Speidel M 0. 1'he interaction rwins of austenme steel // Twinning in Advanced Materials, edited by You M. H. and Wutting M. The Minerals, Metals and Material Society - 1994. - pp. 483-490

Введение

1. О соотношении скольжения и двойникования в ГЦК кристаллах

1.1. Особенности смены механизма деформации от скольжения к двойникованию в монокристаллах чистых ГЦК металлов

1.2. Особенности механического двойникования в ГЦК сплавах замещения

1.3. Особенности механического двойникования в ГЦК сплавах внедрения и дисперсно-упрочненных материалах

1.4. Дислокационные модели двойникования ГЦК металлов и сплавов

2. Постановка задач. Выбор материала для исследований. Методика эксперимента

2.1. Постановка задач исследования. Выбор материала для исследования

2.2. Материал и методика проведения эксперимента

3. Твердорастворное упрочнение и дисперсионное твердение монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда с высоким содержанием атомов внедрения

3.1. Твердорастворное упрочнение монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда с высоким содержанием атомов внедрения

3.1.1. Твердорастворное упрочнение атомами азота монокристаллов аустенитной нержавеющей стали Ре-26Сг-32№-ЗМо с высокой уду

3.1.2. Твердорастворное упрочнение углеродом монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей с низкой уду

3.1.3. Ориентационная зависимость ткр в монокристаллах стали

Аустенитные нержавеющие стали, упрочненные атомами внедрения азотом и углеродом, дисперсными частицами вторичных фаз (карбидами и нитридами) представляют собой важный класс современных конструкционных материалов [1-9]. Для получения высокой прочности в этих сталях используются не только твердорастворное упрочнение и дисперсионное твердение, но и интенсивная пластическая деформация [1-3, 5-11]. Анализ закономерностей пластического течения этого класса сталей показывает, что введение в аустенитную матрицу с низкой энергией дефекта упаковки Уду~0.020-0.030 Дж/м2 атомов внедрения и дисперсных частиц приводит к значительному увеличению предела текучести ст0л и коэффициента деформационного упрочнения © [1-11].

Управление прочностными и пластическими свойствами, разработка теории оптимального легирования таких сталей азотом и углеродом невозможна без выяснения механизмов формирования высокой прочности при твердорастворном упрочнении и пластической деформации. В последнее время одним из наиболее интенсивно развивающихся в научном и практическом плане является направление, связанное с разработкой физических механизмов, ответственных за достижение высоких прочностных свойств в аустенитных нержавеющих сталях с азотом См-0-0.5 вес. % и стали Гадфильда (Ре-13% Мп - 1.2%С, вес. %) [1-3, 5-7, 10-18].

Полученные к настоящему времени экспериментальные данные свидетельствуют о наличии ряда факторов, определяющих формирование прочностных и пластических свойств таких сталей с высокой концентрацией атомов внедрения. Известно, что деформация в таких материалах может осуществляться как скольжением расщепленных дислокаций, так и двойни-кованием [9,10,12-16]. Отличительными характеристиками этих материалов являются высокая прочность, пластичность, склонность к высокому 5 упрочнению при деформации и линейный характер а(в) зависимости [1-16]. Факт существования двойников в этих сплавах установлен экспериментально [10-13]. В связи с чем, уникальные свойства стали Гадфильда и аус-тенитных нержавеющих сталей, упрочненных атомами внедрения, связывают с развитием деформации двойникованием. Однако, в настоящее время активно развивается другое направление при изучении природы высоких значений 0 и линейной зависимости а(е) в стали Гадфильда и аусте-нитных нержавеющих сталях, упрочненных атомами внедрения, согласно которому необычное поведение этих сплавов связано с деформацией скольжением в условиях высокой концентрации атомов легирующих элементов [3,15-18]. До сих пор практически все экспериментальные работы выполнялись на поликристаллах этих сплавов и процессы пластического течения сильно осложнялись присутствием границ зерен, исходной текстурой поликристаллов и ее изменением при деформации [3, 7, 9-13, 16-18]. Вместе с тем, решение вопроса о соотношении скольжения и двойникова-ния в стали Гадфильда представляется важным, поскольку в этом случае появится возможность конструировать металлы и сплавы по типу стали Гадфильда.

Вопрос о соотношении двух конкурирующих механизмов (скольжения и двойникования) в ГЦК металических кристаллах до недавнего времени однозначно решался в пользу деформации скольжением [1921]. Эти представления сложились на основании изучения низкопрочных ГЦК чистых металлов и сплавов замещения [19-29], где механическое двойникование обычно реализуется на поздних стадиях пластического течения непосредственно перед разрушением при низких температурах испытаний Т<300 К или при высоких скоростях деформации. Впервые ревизия подобного подхода к решению вопроса о двойниковании проводилась при изучении монокристаллов ГЦК гетерофазных сплавов Си-А1-Со, Си-ТьА1, Си-М-Бп [30-32], где экспериментальные исследования показали, что вве6 дение дисперсных частиц разной природы в матрицу с низкой уду~0.02-0.04 Дж/м2 приводит не просто к повышению уровня деформирующих напряжений, но и принципиальным образом изменяет механизм пластической деформации от скольжения к двойникованию. Это явилось основанием считать, что механизмы деформации ГЦК высокопрочных дисперсионно -твердеющих монокристаллов оказываются отличными от наблюдаемых в состоянии пересыщенного твердого раствора. Так, если в гетерофазном состоянии механизмом, определяющим формоизменение ГЦК кристаллов может быть двойникование, то при твердорастворном упрочнении происходит обычное скольжение.

Вместе с тем, выполненные в последние годы в СФТИ исследования на монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей [33-37], обнаружили, что твердорастворное упрочнение атомами азота также приводит к достижению высокопрочного состояния, а при больших концентрациях азота Сы=0.5-0.7 вес.% в сплавах с низкой уду=0.02 Дж/м2 при Т<300 К может происходить смена механизма деформации от скольжения к двойникованию. Важным экспериментальным фактом для развития теории механического двойникования в ГЦК материалах, в том числе и аустенитных нержавеющих сталях с высокой концентрацией атомов азота, является обнаружение развития двойникования без предшествующего макроскопического скольжения [30-32, 37].

Однако, пока эти результаты были получены в единичном случае на примере монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей с низкой уду=0.02 Дж/м2, легированных азотом [37]. Нерешенными остались многие принципиальные вопросы. В частности, является ли смена механизма деформации от скольжения к двойникованию специфической особенностью только сплавов, легированных азотом, или это общая черта для ГЦК сплавов, содержащих атомы внедрения. Отсутствуют систематические исследования стадийности пластического течения при деформации двойниковани7 ем сплавов, упрочненных атомами внедрения.

В настоящей работе предпринята попытка восполнить этот пробел и выяснить общность закономерностей перехода от скольжения к двойнико-ванию при твердорастворном упрочнении атомами внедрения высокой концентрации Сс,N=0.4-1.3 вес. % и дисперсионном твердении на монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда в зависимости от типа атомов внедрения (азот, углерод), типа выделяющихся частиц (карбиды, нитриды) и величины энергии дефекта упаковки уду=0.02-0.08 Дж/м2.

В связи с вышеизложенным, постановка задач исследования, подбор сплавов для работы и методов, применяемых в настоящей работе, были нацелены на выяснение основного вопроса - вопроса о роли высокого уровня деформирующих напряжений, достигаемых за счет твердораствор-ного упрочнения атомами внедрения и дисперсионного твердения на смену механизма деформации от скольжения к двойникованию и исследование роли двойникования и в деформационном упрочнении. С этой целью, во-первых, для исследования были выбраны монокристаллы аустенитных нержавеющих сталей с разной энергией дефекта упаковки уду=0.02-0. 08 Дж/м2 и с высокой концентрацией атомов азота и углерода Сс,м>0.4 вес.% и сталь Гадфильда. Выбором в качестве упрочнителя атомов азота и углерода и изменением уду предполагалось при деформации скольжением снизить процессы динамического возврата путем поперечного скольжения дислокаций. Предполагалось затруднить и сместить в область больших деформаций развитие процессов поперечного скольжения и, следовательно, тщ - напряжения начала деформации ГЦК монокристаллов и, соответственно, расширить стадию II линейного упрочнения [38-41].

Во-вторых, сочетание высокого уровня сил трения за счет твердо-растворного упрочнения и дисперсионного твердения с низкой уду может привести к появлению нешмидовских эффектов на ранних стадиях пласти8 ческого течения, связанных как со сменой механизма деформации от скольжения к двойникованию, так и с воздействием поля внешних напряжений на величину расщепления а/2<110> дислокации на частичные Шокли а/6<211> при сохранении скольжения основным механизмом деформации [30-37, 42].

В-третьих, в работе широко использовались экспериментальные методы исследования монокристаллов, позволяющие установить природу стадийности пластического течения монокристаллов изучением металлографической картины сдвига, дислокационной структуры, изменения оси кристаллов в ходе деформации [43-45].

Такой подход позволил обнаружить ряд новых, ранее не отмечавшихся в литературе закономерностей пластического течения монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей с высоким содержанием атомов внедрения. Прежде всего, в отличие от сложившихся представлений о механизме деформации ГЦ К кристаллов, нами обнаружено в монокристаллах стали Гадфильда при определенных ориентациях интенсивное двойни-кование. Найдена ориентационная зависимость развития деформации двойникованием в этих сталях.

Впервые обнаружены ориентации, в которых деформация двойникованием развивается с самого начала пластического течения и является основным механизмом формоизменения кристаллов. Найдена связь высоких значений коэффициента деформационного упрочнения 0, линейной зависимости кривых течения а(в) со взаимодействием систем двойникова-ния друг с другом. На основании проведенного детального исследования характеристик двойникования предложена модель зарождения и распространения двойникования в ГЦК монокристаллах с высокой концентрацией атомов внедрения без учета предшествующего макроскопического скольжения.

Проведено исследование ориентационной зависимости критических 9 скалывающих напряжений ткр в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с азотом и углеродом, дисперсными частицами и монокристаллов стали Гадфильда. Выяснены необходимые условия для возникновения нешмидовских эффектов - появления зависимости критических скалывающих напряжений от ориентации кристалла. Вся совокупность полученных результатов позволяет высказать соображения о роли высокого уровня деформирующих напряжений в изменении величины расщепления полных дислокаций на частичные Шокли и смене механизма деформации от скольжения к двойникованию.

Впервые в ГЦК кристаллах стали Гадфильда при Т=300 К обнаружено развитие механического двойникования в [001] кристаллах при растяжении и в [ 111] кристаллах при сжатии. Эти результаты позволяют по новому объяснить уникальные механические свойства поликристаллов стали Гадфильда.

На защиту в настоящей работе выносятся следующие положения:

1. Экспериментально найденные закономерности ориентационной зависимости (отклонение от закона Боасса-Шмида) критических скалывающих напряжений в монокристаллах стали Гадфильда и аустенитных нержавеющих сталей в зависимости от концентрации атомов азота и углерода Cc,n>0.4 вес. %, размера дисперсных частиц нитридов и карбидов, ориентации кристаллов, величины энергии дефекта упаковки, температуры испытания. Дислокационная модель твердорастворного упрочнения и дисперсионного твердения, объясняющая ориентационную зависимость критических скалывающих напряжений, основанная на учете изменения расщепления дислокаций а/2<110> в поле внешних напряжений на частичные дислокации Шокли а/6<211>.

2. Экспериментальное доказательство развития механического двойникования без предшествующего скольжения в монокристаллах стали Гадфильда. Дислокационная модель зарождения двойников по механизму "скользящего источника".

10

3. Экспериментально установленная для монокристаллов стали Гад-фильда зависимость механизма деформации (скольжения и двойникования) от ориентации оси растяжения кристаллов. При растяжении в [ 111], [011], 377], [ 144] ориентациях деформация с самого начала пластического течения развивается двойникованием и является основным механизмом формоизменения кристаллов. При растяжении в [ 123], [012], [ 113] ориентациях двойникованию предшествует скольжение. Стадийность a(s) кривых определяется последовательным включением в деформацию скольжения, двойникования в одной системе и множественного двойникования.

4. Экспериментально установленная полярность деформации двойникованием в кристаллах стали Гадфильда. Развитие двойникования за счет образования дефектов упаковки вычитания при растяжении в [ 111] и при сжатии в [001] ориентациях и дефектов упаковки внедрения при сжатии в [ 111] и при растяжении в [001].

Диссертация состоит из введения, 4-х глав и выводов, содержит 171 страницу машинописного текста, 87 рисунков, 21 таблицу.

ВЫВОДЫ

1. Показано, что в монокристаллах стали Гадфильда и аустенитных нержавеющих сталей, упрочненных азотом и углеродом, наблюдается ориентаци-онная зависимость критических скалывающих напряжений ткр. Обнаружено два типа ориентационной зависимости: а) в двойникующихся с самого начала пластической деформации монокристаллах стали Гадфильда критические скалывающие напряжения в 111], [ 144], [011], [ 377] ориентациях ниже, чем т^ при деформации скольжением в [012], [ 123], [ 113] ориентациях при растяжении; б) при деформации скольжением в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с углеродом и азотом в "мягких" [ 111] кристаллах с атомами внедрения взаимодействуют расщепленные на частичные Шокли полные дислокации, тогда как в [001] - нерасщепленные а/2<110> дислокации.

2. Экспериментально показано, что выделение дисперсных частиц карбидов и нитридов в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с высокой концентрацией атомов внедрения и с низкой энергией дефекта упаковки y^ приводит к ориентационной зависимости ткр. Установлено, что отклонения от закона Боасса-Шмида возрастают с понижением температуры испытания и с увеличением т^ при дисперсионном твердении. Показано, что физическая причина нешмидовских эффектов при дисперсионном твердении связана с воздействием поля внешних напряжений на величину расщепления полных дислокаций а/2<110> на частичные дислокации Шокли. Увеличение расщепления в [ 111] кристаллах приводит к уменьшению ткр при срезании и огибании дисперсных частиц по сравнению с [001] кристаллами, в которых расщепление уменьшается.

3. Экспериментально показано, что в монокристаллах стали Гадфильда при деформации растяжением в [011], [ 377], [ 144], [ 111] деформация реали

291 зуется механическим двойникованием с самого начала пластического течения и до разрушения. Стадийность кривых течения и величина коэффициента деформационного упрочнения 0 определяется числом действующих систем двойникования. Зарождение и распространение двойникования в [011], [ 377], [ 144] ориентациях происходит полосой Людерса-Чернова, переход к двойникованию в нескольких системах определяет линейную зависимость c(s) и высокие значения 0. В [ 111] кристаллах развитие двойникования в нескольких системах является причиной высоких значений 0.

4. В [012], [ 123], [ 113] кристаллах стали Гадфильда смена механизма деформации от скольжения к двойникованию наблюдается на поздних стадиях деформации. Стадийность кривых течения определяется последовательным включением в деформацию скольжения, двойникования в одной системе и двойникования в нескольких системах.

5. Впервые на монокристаллах стали Гадфильда установлено, что механическое двойникование наблюдается при растяжении в [001] и сжатии в [ 111] кристаллов. Показано, что в отличие от ГЦК монокристаллов в стали Гадфильда наблюдается полярность двойникования: в [001], [ 111] кристаллах двойникование имеет место как при растяжении, так и при сжатии.

6. При деформации сжатием [ 111] кристаллов стали Гадфильда с начала пластического течения обнаружена локализация деформации за счет зарождения и распространения макроскопических полос сдвига. Показано, что разо-риентация решетки в полосе локализованого сдвига возрастает с увеличением степени пластической деформации.

7. Предложена дислокационная модель зарождения двойникования в [011], 377], [ 144], [ 111] с самого начала пластического течения, основанная на расщеплении полных дислокаций на частичные дислокации Шокли с образованием дефектов упаковки вычитания. При растяжении в [001] и сжатии в [ 111] ориентациях двойникование реализуется за счет образования дефектов упаковки внедрения.

292

1. Пикеринг Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей. - М.: Металлургия. - 1982. - 182 с.

2. Гаврилюк В. Г., Ефименко С. П. Влияние азота на структуру и свойства у и а-железа и перспективные направления разработки высокоазотистых сталей // Высокоазотистые стали: Труды I Всес. конф., Киев. 18-20 апреля, 1990. -Киев. -1990. - с. 5-26.

3. Багценко А. П., Белоусов Г. С., Омельченко А. В., Сошников В. И., Голиков В. А. Упрочнение высокомарганцевого аустенита азотом // Высокоазотистые стали: Труды I Всес. конф., Киев. 18-20 апреля, 1990. - Киев. -1990. - с. 106-118.

4. Волынова Т. Ф. Высокомарганцовистые стали и сплавы. М.: Металлургия. -343 с.

5. Uggowitzer P. J., Harzenmoser М. Strengthening of austenitic stainless steels by nitrogen // High nitrogen steels. Proc. of International Conf. May 18-20. 1989. -Lille, France. - pp. 174-179.

6. Reed R. P., Simon N. Y. Nitrogen strengthening of stainless steels by nitrogen // High nitrogen steels. Proc. of International Conf. May 18-20. 1989. - Lille, France.-pp. 180-189.

7. Werner E., Uggowitzer P. J., Speidel M. O. Mechanical properties and ageing behavior of nitrogen alloyed austenitic steels // Proc. of Fifth Intern. Conf. on Mechanical properties and ageing behavior of materials. Bejing, June 3-6. 1987. -pp. 326-330.

8. Дьюлис Э. Дж. Дисперсионно-твердеющие аустенитные нержавеющие стали // В кн. Высоколегированные стали под ред. Рахштадт А. Г. -М.: Металлургия. 1969. - с. 330-375.

9. Дубовик Н. А. Структура и свойства высокоазотистых сталей, подвергнутых293деформационному упрочнению и дисперсионному твердению // Дис. . канд. Технических наук. Томск. - 1994. - 130 с.

10. Mulner P., Solenthaler С., Uggowitzer P., Speidel М. О. On the effect of nitrogen on the dislocation structure of austenitic stainless steel // Mater. Sci. And Engineering. 1993. - A164. - pp. 164-169.

11. Mulner P., Solenthaler C., Uggowitzer P., Speidel M. O. Brittle fracture in austenitic steel // Acta Metal. Mater. 1994. - Vol. 42- N. 7,- pp. 2211-2217.

12. Adler P. H., Olson G. В., Owen W. S. Strain Hardening of Hadfield Manganese Steel // Metal. Trans. A. 1986. - Vol. 17A. - pp. 1725- 1737.

13. Raghavan K. S., Sastri A. S., Marcinkovski N. J. Nature of the work-hardening behavior in Hadfield's manganese steel // Trans, of Metal Soc. of AIME. 1969. -Vol. 245.-pp. 1569- 1575.

14. Штремель M. А., Коваленко И. А. О механизме упрочнения стали Гадфиль-да// ФММ. 1987. - Том. 63. - вып. 1.-е. 172-180.

15. Owen W. S., Grujicic М. Strain ageing of austenitic Hadfield manganese steel // Acta Met. 1999. - Vol. 47-N. l.-pp. 111-126.

16. Dastur I. N., Leslie W. C. Mechanism of Work Hardening in Hadfield Manganese steel // Metal. Trans. A. 1981. - Vol. 12 A. - pp. 749-759.

17. Ilola K., Kemppainen M., Hanninen H. Dynamic Strain Aging of Austenitic High Nitrogen Cr-Ni and Cr-Mn Steels // High Nitrogen Steel. Proc. of the 5th Intern. Conf. Finland, May 24-26. 1999. - pp. 407-412.

18. Zuidema В. K., Subramanyam D. K., Leslie W. C. The effect of alluminium on the work-hardening and wear resistance of Hadfield Manganese Steel // Metal. Trans. A. 1987. - Vol. 18A. - pp. 1617-1629.

19. Mahajan S., Williams D. F. Deformation twinning in metals and alloys // Int. Met. Rev. 1973. - Vol.18, - pp. 43-61.

20. Christian J. W., Mahajan S. Deformation twinning // Prog, in Mater Scie. 1995. -Vol. 39.-pp. 1-157.294

21. Narita N., Takainura J. Deformation twinning in f.c.c. and b.c.c. metals // Dislocation in Solids. 1992. - 213 p.

22. Блюитт Т., Колтмен P., Рэдмен Дж. Деформация монокристаллов меди при низкой температуре // В кн. Механические свойства кристаллов. М.: Изд-во иностр. литер. - 1960. - с. 125-146.

23. Suzuki Н., Barrett С. S. Deformation twinning in Ag-Au alloys // Acta Met. -1958. Vol. 6. - N. 3. - pp. 156-176.

24. Venables J. A. The electron microscopy of deformation twinning // J. Phys. and Chem. Solids. 1964. - Vol. 25. - N. 7. - pp. 685-692.

25. Venables J. A. The nucleation and propagation of deformation twinning // J. Phys and Chem. Solids. 1964. - Vol. 25. - N. 7. - pp. 693-700.

26. Venables J. A. Deformation twinning in fee metals // Proc. of Int. Conf. Strength Metals and Alloys. Tokyo, 1968. - Vol. 9. - N. 7. - pp. 77-116.

27. Thornton P. R., Mitchell Т. E. Deformation twinning in alloys at low temperature // Phil. Mag. 1962. - Vol. 7. - N. 6. - pp. 361-375.

28. Miura S., Takamura J. J., Narita N. Orientation dependence of the flow stress for twinning in silver crystals // Proc. Int. Conf. Strength Metals and Alloys. Tokyo, 1968. - Vol. 9. - pp. 555-562.

29. Narita N., Takamura J. J. Deformation twinning in silver and copper-alloys crystals // Scripta Metal. 1975. - Vol. 9. - pp. 1001-1028.

30. Есипенко В. Ф. Закономерности деформационного упрочнения и эффектов сверэластичности при двойниковании и скольжении монокристаллов Си-А1-Со с некогерентными частицами: Дис. . канд. физ.-мат. наук. Томск, 1985- 263 с.

31. Ли А. М. Закономерности скольжения и двойникования в дисперсионно-твердеющих монокристаллах сплавов Cu-Ti-Al. Дис. . канд. физ.-мат. наук.- Томск, 1987. 255 с.

32. Хамитов Ж. Дислокационные механизмы пластической деформации и раз295рушения высокопрочных гетерофазных монокристаллов Cu-Ni-Sn: Дис. . канд. физ.-мат. наук. Томск, 1988. - 216 с.

33. Чумляков Ю. И., Киреева И. В., Коротаев А. Д. Пластическая деформация монокристаллов аустенитной нержавеющей стали, упрочненной азотом I // ФММ. 1992. - N. 4. - с. 153-160.

34. Чумляков Ю. И., Киреева И. В., Коротаев А. Д., Апарова JI. С. Пластическая деформация монокристаллов аустенитной нержавеющей стали, упрочненной азотом II // ФММ. 1993. - N. 2. - с. 150-157.

35. Чумляков Ю. И., Киреева И. В., Иванова О. В. Пластическая деформация монокристаллов аустенитной нержавеющей стали, упрочненной азотом III // ФММ. 1994. - Том 78. - N. 3. - с. 153-162.

36. Ivanova О. V., Chumlyakov Yu. I. Solid Solution Hardening of Austenitic Stainless Steel Crystals with High Nitrogen Content // ISIJ International. 1996. -Vol. 36. -N.12. - pp. 1494-1499.

37. Киреева И. В. Механизмы деформации и разрушения монокристаллов высокоазотистых нержавеющих сталей: Дис. . канд. физ.-мат. наук. Томск, 1988. -216 с.

38. Hong S. J., Laierd С. Mechanisms of slip mode modification in fee solid solutions // Actametall. mater. 1990. - N. 8. - pp. 1581-1594.

39. Byrns M. G. L., Grujicic M., Owen W. S. Nitrogen strengthening of stable austenitic stainless steel // Acta Metall. 1987. - Vol. 35,- N. 7. - pp. 1853-1862.

40. Copley S. M., Kear В. H. The dependence of the width of dissotioted dislocation on dislocation velocity // Acta Met. 1968. - N. 4. - pp. 227-231.296

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

42. Горелик С. С., Расторгуев Л. В., Скаков Ю. А. Рентгенографический и элек-тронномикроскопический анализ. М.: Москва. - 1970. - 351 с.

43. Келли А., Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах. М.: Мир. -1974. - 496 с.

44. Классен-Неклюдова М. В. Механическое двойникование кристаллов. М., 1960. -261 с.

45. Nolder R. I., Thomas G. Mechanical twinning in nickel // Acta Met. 1963. -Vol. 11. -N. 8. - pp. 994-995.

46. Ramaswani B. Deformation twinning in Face-Centred Cubic Crystals // J. of Applied Phys. 1965. - Vol. 36. - N. 8,- pp. 2569-2570.

47. Szcerba M. S. On the behavior of mechanical twinning in Cu-Al single crystals // Mater. Sci. and Eng. 1997. - pp. 1057-1061.

48. Peisker E. Mechnishe Zwillingsbildung in kuperferreichen Mirschkristallen // Z. Metallik. 1965. -N. 3. - pp. 155-164.

49. Майерс M. A., Мурр Л. E. Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов. М.: Мир. - 1984. - 512 с.

50. Панин В. Е., Дударев Е. Ф., Бушнев Л. С. Структура и механические свойства твердых растворов замещения. М.: Металлургия. - 1971. - 205 с.

51. Weertman J., Weertman J. R. Elementary Dislocation Theory. New York. -Oxford University Press. - 1992. - Vol. 9, Chapter 46. - pp. 135-189.

52. Вишняков Я. Д. Теория образования текстур в металлах и сплавах. М.: Наука. - 1979. - 343 с.

53. Штремель М. А. Прочность сплавов. М.: Металлургия. - 1997. - Ч. 1,2.527 с.

54. Vergnol J. F. М., Grilhe J. R. Relationship between extrinsic stacking faults and mechanical twinning in FCC solid solutions with low stacking fault energy // J.297

55. Physique. 1984. - Vol. 45. - N. 9. - pp. 1479-1490.

56. Кан. P. У., Хаазен П. Физическое металловедение. М.: Металлургия. -1987. -Т. 3.-659 с.

57. Баррет Ч. С., Массальский Т. Б. Структура сплавов. М.: Металлургия. -1984. - ч.1. -352 с.

58. Фридель Ж. Дислокации. М.: Мир. - 1967. - 634 с.

59. Chan J. W., Thermodynamic and structural changes in deformation twinning of alloys // Acta Met. 1977. - Vol. 25. - pp. 1021-1026.

60. Гольдшмидт X. Дж. Сплавы внедрения. М.: Мир. - 1971. - вып. 1. - 424 с.

61. Mahajan S., Chin G. Y. Formation of deformation twins in FCC metals // Acta Met. 1973. Vol. 21. -N. 10. - pp. 1353-1363.

62. Fujita H., Mori T. A formation of deformation twins in FCC metals // Scripta metal. 1975. - Vol. 9. - pp. 631- 636.

63. Cohen J. В., Weertman J. A dislocation model for twinning in fee metals // Acta Met. 1963. - Vol. 11. - pp. 996-998.

64. Mahajan S. The evolution of intrinsic-extrinsic faulting in fee crystals // Metal. Trans. A. 1975. - Vol. 6A. - pp. 1877-1886.

65. Marcinkowski M. J., Sree Harsha K. S. Numerical analysis of deformation twin behaviour. Small static lamelas // Journal of Applied Physics. 1968. - Vol. 39. -pp. 6063-6070.

66. Cottrell A. H., Bilby B. A. A mechanism for the growth of deformation twins in crystals // Phil. Mag. 1951. - Vol. 42. - pp. 573-581.

67. Mori T. , Fujita H., Takemori H. In situ observations of deformation twinning in Cu-8 at. %Ge single crystals // Phil. Mag. A. -1981. Vol. 44. - N. 6. - pp. 12771286.

68. Gavriljuk V. G. Atomic Scale Mechanisms of Strengthening of Nitrogen Steels // High Nitrogen Steel. Proc. of 5th Intern. Conf. Finland, May 24-26. 1999. - pp. 3-12.298

69. Nembach E. Neite G. Precipitation hardening superalloys by ordered y" particles // Scripta Met. - 1984. -Vol. 18. - pp. 105-108.

70. Ashby M. F. The hardening of metals by non deforming particles // Acta Met. -1966. p. 14.

71. Хирт Дж, Лотте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат. - 1972. - 600 с.

72. Гузик С., Обломовский Я. Искусственные монокристаллы. -М., 1975. 80 с.

73. Джонс Д. У. Методы выращивания кристаллов тугоплавких металлов // Рост кристаллов. -М., 1977. т. 1. - с. 293-358.

74. Миркин JI. И. Рентгеноструктурный контроль машиностроительных материалов // Справочник,- М.: Машиностроение. 1979. - 134 с.

75. Технологический отчет ТОЛА// Днепропетровск. 1988. - 100 с.

76. Чумляков Ю. И., Киреева И. В., Коротаев А. Д., Литвинова Е. И., Зуев Ю.Л. Механизмы пластической деформации и разрушения монокристаллов аусте-нигных нержавеющих сталей с азотом // Изв. ВУЗов, Физика. Том 39. - N 3.-1996.-с. 5-33.

77. Varin R. A., Kudzulowski K. J. The effect of nitrogen content and twin boundaries on yield strength of variars commercial heats of type 316 austenitic steel // Mater. Seien. And Eng. 1988. - Vol. A101. - pp. 221-226.

78. Факт Дж. Д. Взаимодействие металлов с газами. М.: Металлургия. - 1975. -349 с.

79. Schräm R. Е., Reed R. P. Stacking fault energies of seven commercial austenitic stainless steels // Metal. Trans. A. 1975. - Vol. 6A. - pp. 1345-1351.

80. Grujicic M. Effect of nitrogen on the structure and mobility of dislocations in Fe-Ni-Cr austenite // Journal of Mater. Sei. 1995. - N. 30. - pp. 5799-5807.

81. Rawers J., Grujicic M. Effect of metal composition and temperature on the yield strength of nitrogen strengthened stainless steels // Mater Sei. and Eng, 1996. -Vol. A207. - pp. 188-194.

82. Травин О. В., Травина Н. Т. Структура и механические свойства монокристаллов гетерофазных сплавов. М.: Металлургия. - 1985. - 184 с.

83. Koks U. F., Aragon A. S., Ashby М. F. Thermodynamics and kinetics of slip. -1975.-288 p.

84. Tervo J., Tarasenko A., Hanninen H. Effect of nitrogen alloying on elastic coefficients of austenitic stainless steels // High Nitrogen Steel. Proc. of the 5th Intern. Conf. Finland, May 24-26. 1999. - pp. 41-46.

85. Austenitic Manganese Steels. Revised by Subramanyam D. K., Swansiger A. E.,3001. Avery H. S.-pp. 822-840.

86. Кунаков Я. Н., Захарова Л. Н., Васильева В. Б. Фазовые превращения в ау-стенитной азотсодержащей стали // Вторая конференция по высокоазотистым сталям. Киев, 21-23 апреля. 1992. - Ч. 1.-е. 29-30.

87. Браун Л. М., Хэм Р. К. Взаимодействие дислокаций с частицами. -ЦООНТИ/ВНО, ТПП УССР. Харк. Отд-ние. 1971. - ч.2. -с. 9-135.

88. Nembach Е. Particle Strengthening of Metals and Alloys. New York. - 285 p.

89. Andreev Ch., Manchev M., Simenovs D. Precipitation reactions in over high-nitrogen steels after isothermal aging // High Nitrogen Steel. Proc. of the 3rd Intern. Conf. Lille, France. - 1989. - pp. 306-310.

90. Kendal A., Truman J. A., Lomax К. B. Properties of AISI 304 and AISI 316 stainless steel with affition of 0.2 nitrogen // High Nitrogen Steel. Proc. of the 3rd Intern. Conf. Lille, France. - 1989. - pp. 405-413.

91. Суховаров В. Ф. Прерывистое выделение фаз в сплавах. Новосибирск.: Наука.- 1983,- 168 с.

92. Полетика И. М., Суховаров В. Ф., Панин В. Е., Минченко Л. С., Банов Р. М., Тимофеев В. Н. Исследование процессов распада и рекристаллизации в высокоазотистой хромоникелевой стали // ФММ. Том 57. - 1984. - 981984.

93. Власова Е. Н., Дьяконова Н. Б., Барсегьян Л. В. Исследование связи структурных превращений и текстуры с упругими свойствами аустенитных хро-момарганцевых сталей // ФММ. Том 79. - Вып. 6. - 1995.

94. Тимофеев Н., Суховаров В. Ф., Блинов В. М., Пойменов И. Л. Структурные превращения в высокоазотистой аустенитной стали // Изв. ВУЗов, Физика. -N. 6,- 1988.-е. 32-36.

95. Danil'chenko V. Srucrture of single crystals of Fe-Ni alloys after nitriding // High Nitrogen Steel. Proc. of the 4th Intern. Conf. Kyoto, Japan. - 1995. - pp. 46.

96. Kikuchi M. Precipitation processes in high nitrogen austenitic stainless steels // Nitrogen Steel. Proc. of the 4th Intern. Conf. Kyoto, Japan. - 1995. - pp. 6.

97. Gerold V., Haberkorn H. On the critical resolved shear stress of solid solutions containing coherent precipitates // Phys. Status Solidi. 1966. - Vol. 16. - pp. 675-684.

98. Суховаров В. Ф., Гальченко Н. К. Фазовые составляющие и структура вы-сокоазотостых аустенитных нержавеющих сталей // Изв. ВУЗов, Черная металлургия. N. 10.- 1985.-с. 75-81.

99. Мартин Дж. У. Микромеханизмы дисперсионного твердения сплавов. -М., 1983. 167 с.

100. Физика прочности и пластичности. М.: Металлургия. - 1971. - с. 304.

101. Келли А., Николсон Р. Дисперсионное твердение. М.: Металлургия. -1966. - 300 с.

102. Гаврилюк В. Г., Смук С. Ю., Ягодзинский Ю. Н. Механизмы низкотемпературного упрочнения хромоникельмарганцевых азотсодержащих сталей // Высокоазотистые стали: Труды I Всес. конф., Киев. 18-20 апреля, 1990. -Киев.-1990.-с. 98-106.

103. Литвинова Е. И., Киреева И. В., Захарова Е. Г., Лузгинова Н. В., Чумляков Ю. И., Шехитоглу X., Караман И. Двойникование в монокристаллах стали Гадфильда // Физическая мезомеханика. N. 2. - 1999. - с. 107-112.

104. Remy L. The interaction between slip and twinning systems and the influence of the mechanical behavior of the fee metals and alloys // Met. Trans. A. 1981. -Vol. 12A. - N. 3. - pp. 387-408.

105. Remy L. Kinetics FCC deformation twinning and its relationship to stress-strain behavior // Аса Met. 1978. - Vol. 26. - pp. 443-451.

106. Mulner P., Solenthaler C. On the effect of deformation twinning on defect densities // Mater. Sci. And Eng. 1997. - A230. - pp. 107-115.

107. Mulner P. On the ductile to brittle transition in austenitic steel // Mater. Sci. And Engineering. 1997. - Vol. 234-236. - pp. 94-97.

108. Theodore N. D., de Cooman B. C., Carter C. B. Extrinsic dissotiation of dislocan in GaAs in presence of point defects // Phys. Stat. Sol. (a). 1989. - Vol. 114. p. 105-111.