Пути и закономерности эволюции дислокационных субструктур при усталости и волочении

Громова, Анастасия Викторовна

Пути и закономерности эволюции дислокационных субструктур при усталости и волочении тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Громова, Анастасия Викторовна АВТОР

кандидата технических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Новокузнецк МЕСТО ЗАЩИТЫ

2006 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Пути и закономерности эволюции дислокационных субструктур при усталости и волочении»

Автореферат диссертации на тему "Пути и закономерности эволюции дислокационных субструктур при усталости и волочении"

На правах рукописи

ГРОМОВА Анастасия Викторовна

ПУТИ И ЗАКОНОМЕРНОСТИ ЭВОЛЮЦИИ ДИСЛОКАЦИОННЫХ СУБСТРУКТУР ПРИ УСТАЛОСТИ И ВОЛОЧЕНИИ

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Новокузнецк - 2006

Работа выполнена в Государственных образовательных учреждениях высшего профессионального образования «Сибирский государственный индустриальный университет» и «Томский государственный архитектурно-строительный университет»

Научный руководитель: доктор физико-математических наук,

доцент Иванов Ю.Ф.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор Данилов В.И.

доктор технических наук, доцент Смирнов А.Н.

Ведущая организация: Институт металловедения и физики

металлов ЦНИИ ЧерМет им. И.П. Бардина

Защита состоится «21» ноября 2006 года в 12— часов на заседании диссертационного совета К 212.252.01 в ГОУВПО «Сибирский государственный индустриальный университет» по адресу: 654007, г. Новокузнецк, Кемеровской области, ул. Кирова, 42.

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

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУВПО «Сибирский государственный индустриальный университет»

Автореферат разослан «12» октября 2006 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат технических наук,

доцент о-^ (7^ * Куценко А.И.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы

Знание путей эволюции дислокаций и их субструктур (ДСС) и структурно-фазовых состояний при деформации лежит в основе установления физической природы прочности, пластичности и разрушения сталей и сплавов. Такие закономерности установлены для большинства известных материалов при обычных видах деформации в широком диапазоне скоростей и температур (активное нагружение сжатием, растяжением, ползучесть и т.д.).

Данные же по количественному анализу изменения типов ДСС в процессе усталостного нагружения и операций обработки металлов давлением (ОМД) в сталях различных структурных классов практически отсутствуют. Однако именно изменения ДСС позволяют оценить приближение наступления критической стадии разрушения при знакопеременном на-гружении и предсказать его. Это особенно важно, поскольку эксплуатация многих ответственных деталей, конструкций и машин осуществляется в режимах усталостных нагрузок, что неотвратимо ведет к накоплению повреждений, исчерпанию ресурса и разрушению. Усталостное поведение стали и сплавов является одним из интенсивно изучаемых явлений в современной физике твердого тела. Различные по виду и степени пластические деформации в ходе технологических операций ОМД формируют различные типы ДСС, определяющие комплекс конечных механических свойств. Поэтому разработка новых и совершенствование существующих технологических процессов формоизменения волочением и штамповкой должны базироваться на закономерностях эволюции ДСС и структурно-фазовых состояний при таких видах деформации.

Работа выполнялась в соответствии с Федеральной целевой Программой «Интеграция» на 2000-2004 г., грантами Министерства образования и науки по фундаментальным проблемам металлургии на 2004-2006 г., темами Сибирского государственного индустриального университета и Томского государственного архитектурно-строительного университета.

Цель работы: установление путей и закономерностей эволюции дислокационных субструктур в сталях различных структурных классов при мало и многоцикловых усталостных испытаниях до разрушении и в процессе волочения и осадки. Для достижения данной цели в работе решался ряд задач, основными из которых являлись следующие:

1. Сравнительный количественный анализ эволюции ДСС при мало и многоцикловой усталости до разрушения в зоне усталостного роста трещин сталей аустенитного (08Х18Н10Т, 45Г17ЮЗ), феррито-перлитного (60ГС2 отожженная) и мартенситного (60ГС2 закаленная) классов.

2. Установление вклада ДСС в механизмы разрушения при усталостном нагружении сталей различных структурных классов.

3. Установление количественных закономерностей изменения параметров ДСС в малоуглеродистых и низколегированных сталях (Сталь 20, Ст2кп, Св08Г2С), подвергнутых холодному волочению.

4. Установление путей эволюции ДСС при смене способа деформации.

5. Оценка дальнодействующих полей напряжений при волочении и установление их источников.

6. Выявление корреляций эволюции ДСС и механических свойств проволоки при волочении.

Научная новизна работы состоит в том, что

1. Впервые выявлены количественные закономерности изменения параметров и пути эволюции ДСС при мало и многоцикловой усталости сталей различных структурных классов и оценен их вклад в разрушение.

2. Установлены закономерности формирования и эволюции ДСС при волочении катанки и сварочной проволоки.

3. Изучено влияние смены типа деформации (волочение-осадка) и ее степени на пути эволюции ДСС в проволоке для изготовления крепежных изделий.

4. Проанализирована природа формирования градиентных ДСС на разных стадиях волочения.

Практическая значимость выполненных в работе исследований заключается в:

1. Формировании базы данных поведения ДСС при мало и многоцикловой усталости сталей разных структурных классов.

2. Установлении роли различных типов ДСС в усталостном разрушении сталей с различной структурой.

3. Установлении корреляции между параметрами ДСС и механическими свойствами сварочной проволоки при волочении.

4. Разработке технических рекомендаций совершенствования технологии волочения сварочной проволоки из стали 08Г2С.

Личный вклад автора состоит в проведении усталостных испытаний и волочения, получении данных оптических и электронно-микроскопических исследований, обработке полученных результатов и формулировании выводов.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Совокупность экспериментальных результатов, полученных при анализе ДСС сталей аустенитного, мартенситного и феррито-перлитного классов, подвергнутых мало и многоцикловой усталости.

2. Пути и количественные закономерности эволюции ДСС в зоне усталостного роста трещины при усталостном нагружении и оценка вклада ДСС в разрушение.

3. Результаты исследования формирования и эволюции ДСС в малоуглеродистых и низколегированных сталях, подвергнутых холодному волочению и технологическим испытаниям на осадку.

4. Градиентный по сечению характер ДСС при волочении катанки и проволоки, дальнодействующие поля напряжений и их источники.

Достоверность полученных в работе результатов обеспечивается корректностью постановки решаемых задач и их физической обоснованностью, использованием современных методов и методик исследования, большим объемом экспериментальных данных и их статистической обработкой, сопоставлением установленных в работе закономерностей с фактами, полученными другими исследователями.

Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих конференциях, совещаниях и семинарах: XIII Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», Калуга 2004; 5-я Всероссийская конференция и выставка «Изделия и технологии двойного назначения, Москва 2004; 5 International conference «Fatigue Damage of structural Materials», Haynnis, USA, 2004; I и II Международные школы «Физическое материаловедение», Тольятти 2004, 2006; XV и XVI Петербургские чтения по проблемам прочности, Санкт-Петербург 2005, 2006; VI Международная конференция «Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов», Воронеж 2005; 44 Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», Вологда 2005; Международная конференция «Современное материаловедение: достижения и проблемы», Киев 2005; XIII Республиканской научной конференции аспирантов, Гродно 2005; Третья Российская научно-техническая конференция «Физические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург 2005; XVI Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов», Самара 2006; 4 Международная конференция «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка 2006; 9 International Fatigue Congress, Atlanta, USA, 2006; Международная конференция «Прочность неоднородных структур», Москва 2006.

Публикации. Результаты диссертации опубликованы в 24 печатных работах, список основных из них приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, основных выводов, списка литературы из 182 наименований, содержит 143 страницы машинописного текста, включая 11 таблиц и 62 рисунка.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность работы, сформированы цель исследования, научная новизна, практическая ценность результатов работы и основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе представлен обзор работ по проблеме эволюции ДСС при усталости металлов, проанализированы основные факторы, влияющие на закономерности изменения типов ДСС при циклическом на-гружении. Обращено внимание на поведение ДСС сталей и сплавов при

прокатке и их роль в разрушении. В результате выполненного анализа определены основные задачи диссертационной работы.

Во второй главе «Материалы и методы исследования» обоснован выбор материалов для мало и многоцикловых усталостных испытаний (стали 08Х18Н10Т, 45Г17ЮЗ, 60ГС2 в закаленном и отожженном состояниях), волочения и осадки (стали 08Г2С, Ст1кп, Ст2кп, Сталь 20).

Усталостные испытания были проведены на образцах с концентратором напряжений по схеме несимметричного консольного изгиба с параметрами, приведенными в табл.1. Значение промежуточного числа циклов нагружения N1, определялось ультразвуковым методом. Волочение проволоки с различными степенями обжатия осуществляли на стане ВСМ1-550 со скоростями до 3 м/с.

Исследование зеренной и субзеренной структуры стали проводили методом металлографии травленого шлифа (микроскоп МИМ 10) и просвечивающей электронной микроскопии (микроскоп ЭМ 125к).

Таблица 1

Параметры усталостного нагружения _

"~~\Дараметр МПа п Гц N.. Ю4 N2. Ю4

Марка стали"\^

08Х18Н10Т 80 8 0,8 1,3

мало цикл.

08Х18Н10Т 20 20 10 17

многоцикл.

45Г17ЮЗ 20 20 7 10,2

60ГС2(отож.) 15 10 5 7,1

60ГС2(зак.) 20 20 12 14,6

т - напряжение циклической нагрузки, Г - частота, N2 - число циклов до разрушения, N1 — промежуточное число циклов нагружения

Изображения субструктуры материалов были использованы для классификации морфологии структуры и определения типов ДОС, их объемной доли, скалярной и избыточной плотности дислокаций, амплитуды кривизны кручения кристаллической решетки.

В третьей главе «Формирование и эволюция ДСС при усталости сталей» выполнен количественный сравнительный анализ изменения типов дислокационных субструктур в сталях аустенитного, феррито-перлитного и мартенситного классов при мало и многоцикловой усталости в исходном, разрушенном и промежуточном состояниях.

В исходном состоянии после предварительной обработки (прокатки) стали 08Х18Н10Т основным типом ДСС (0,75 объема) является хаотическая, присутствует сетчатая и ячеистая (рис.1).

Рис.1. Электронно-микроскопические изображения дислокационной субструктуры стали 08Х18Н10Т в исходном состоянии; а - дислокационный хаос, б — начальная стадия формирования сетчатой ДСС, в - продолжение формирования сетчатой ДСС, г - сетчатая ДСС, д - клубковая ДСС, е - дислокационная стенка (субграница), указана стрелками

При N1 циклов нагружения объемная доля хаоса снижается до 0,35, а сетчатая, ячеистая и фрагментированная составляют 0,25; 0,25 и 0,15 соответственно.

Исследования дислокационной субструктуры показали, что в процессе усталостных испытаний до N2 в области материала, примыкающей к поверхности разрушения, формируются ячеистая и фрагментированная субструктуры. Объемная доля фрагментированной субструктуры составля-

ет 0,55 при значении плотности дислокаций в ней 1-1010см*2. Объемная доля ячеистой субструктуры — 0,45 при р=1,7*10|0см'2. Средняя плотность дислокаций в образце 2-Ю10см'2. Очевидно, что на начальных циклах испытания формируется ячеистая субструктура, которая позже превращается во фрагментированную.

Плотность свободных дислокаций во фрагментированной субструктуре оказывается ниже, поскольку часть дислокаций уходит на формирование субграниц. По границам ячеек и особенно разориентированных фрагментов могут образовываться и распространяться микротрещины. Межфазные границы у-матрица - е-мартенсит также являются местом зарождения микротрещин.

При многоцикловом усталостном нагружении до Ы^Ю5 циклов формируется хаотическая (0,12), сетчатая (0,67), клубково-сетчатая (0,15) и ячеисто-сетчатая (0,06) ДСС со средней скалярной плотностью дислокаций 2,Ы0|Осм'2. При усталостном разрушении (N2= 1,7-105 циклов) преобладающим типом является сетчатая ДСС с небольшой объемной долей разновидностей клубково-сетчатой и ячеисто-сетчатой. Скалярная плотность дислокаций распределена: 4,9-101Осм"2 в сетчатой, 4,5-Ю10см*2 в клубковой и 2,5-Ю10см*2 в ячеистой. Фрагментированной ДСС, лежащей в основе формирования субмикротрещин, не образуется. Причина их зарождения — границы НС -у-матрица, аустенит - е-мартенсит. Таким образом, при более интенсивном малоцикловом усталостном нагружении, по сравнению с многоцикловым, фрагментированная ДСС успевает образоваться и внести свой вклад в разрушение.

В исходном состоянии аустенитной высокомарганцевой стали 45Г17ЮЗ с другой величиной энергии дефекта упаковки, по сравнению со сталью 08Х18Н10Т, присутствуют хаос (0,1), сетки (0,2) и фрагменты (0,7) со значениями скалярной плотности дислокаций 0,б5-101Осм'2, 1,3-10,осм*2и 0,5'Ю10см*2, соответственно. При усталостных испытаниях стали (N[^7-104 циклов) субструктура дислокационного хаоса преобразуется в сетчатую дислокационную субструктуру. Объемная доля фрагментированной субструктуры при этом падает. Деформирование стали сопровождается увеличением скалярной плотности дислокаций до 1,8-Ю10см*2 в сетчатой субструктуре, до 1,М010см'2- во фрагментированной (рис.2).

В зоне усталостного роста трещин при разрушении (N2= 10,2-104 циклов) относительное содержание типов субструктур таково: дислокационный хаос занимает - 0,18 объема фольги, сетчатая субструктура -0,42 и фрагментированная -0,40 (рис.2). Анализ количественных параметров ДСС позволяет утверждать, что усталостное нагружение сопровождается следующей схемой превращения: дислокационный хаос -> сетчатая => фрагментированная. При усталостном нагружении в материале формируется деформационный е-мартенсит и вместо развития микротрещин по ра-

зориентированным границам деформационного происхождения (типичным для разрушения материалов без двойников и е-мартенсита) более выгодным является развитие микротрещин по межфазным у- е-границам.

0,75 -

0,5

0,25 -

'«к 10'

Рнс.2. Диаграмма дислокационных субструктур в стали 45Г17ЮЗ при усталостных испытаниях (1 — хаос, 2 — сетчатая, 3 — фрагментированная ДСС)

В исходном состоянии стали 60ГС2 с феррито-перлитной структурой наблюдается дислокационная субструктура в виде хаоса (0,75) и сеток (0,25). Средняя скалярная плотность дислокаций не превышает 109см"2 в ферритной составляющей перлитных колоний и 7-109см"2 в зернах свободного феррита. При нагружении до Ы) = 50000 циклов усталостные испытания привели к повышению скалярной плотности дислокаций: в зернах феррита она составила — 1,2-Ю10см"2, в ферритной составляющей перлита

ДСС эволюционирует от хаоса и сеток до клубково-сетчатой и ячеистой. В разрушенном (Ыг^ЮОО) материале скалярная плотность дислокаций возрастает до 4-101Осм*2. Эволюция ДСС завершается на промежуточной стадии и практически не участвует в разрушении стали (рис.3). На границах зерен обнаружено присутствие карбидных частиц, именно в этих областях формируются микропоры и микротрещины и образуется магистральная трещина.

В закаленной от температуры аустенизации стали 60ГС2 формируется структура пакетного и пластинчатого мартенсита. Основной тип ДСС -сетки. Эволюция ДСС в стали с мартенситной структурой при многоцикловой усталости во многом определяется структурно-фазовыми превращениями в мартенситной и карбидной подсистемах.

~ЫО,0см-2.

Скалярная плотность дислокаций и амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки немонотонно, но коррелированно возрастают до

5,8-101Осм*2 и 0,75-1 (Тем"1 соответственно, в разрушенном состоянии. Тип ДСС практически не изменяется и в разрушении не участвует.

-1

Хаос+сетки

Ячейки+сетки Сетки+ячейки

сгущения Ячеисто-

сетчатая + лабиринтная

<р>

Рис.3. Цепочка дислокационных превращений стали 60ГС2 при усталости. 1 - феррит-ные зерна, 2 - перлитные зерна

В четвертой главе «Формирование и эволюция структурно-фазовых состояний и ДСС при волочении и осадке» выполнен качественный и количественный анализ дислокационной субструктуры катанки и проволоки из сталей Св08Г2С, Ст2кп, Сталь20 в исходном состоянии и после деформации волочением и осадкой. Так как основной структурной составляющей сталей является феррит, то основное внимание уделено изменениям, происходящим в данной фазе.

В исходном состоянии катанки из стали Св08Г2С основным типом ДСС является хаотическая (объемная доля 87%) со скалярной плотностью <р>«ос- 1,3-101Осм"2. Сетчатая (5%) и клубковая (8%) ДСС занимают меньший объем и имеют значение <р> = 1,8-Ю10см'2 и 2,4-101Осм'2, соответственно.

После волочения катанки по маршруту 6,5—>5,7мм основным типом дислокационной субструктуры являются микрополосы деформации (или полосовая ДСС), относительное содержание которых в среднем по прутку составляет -67%. Как правило, микрополосы деформации разделены на фрагменты, величина разориентации которых, судя по незначительно различающемуся контрасту соседних фрагментов, составляет 1-2 градуса. Наиболее отчетливо фрагментация проявляется в микрополосах, располо-

женных вблизи границ зерен феррита. Последнее, очевидно, означает более высокий уровень деформации прутка именно в приграничных объемах зерен, вследствие несовместности протекания процесса деформирования материала. Средний размер микрополос деформации составляет 177,5±7,8 нм и практически не зависит от местоположения анализируемого участка фольги по отношению к поверхности прутка. Распределение размеров полос деформации является мономодальным и может быть описано логарифмически нормальным законом. Микрополосы деформации содержат сетчатую дислокационную субструктуру, скалярная плотность дислокаций которой составляет <р> =4,8-Ю10 см*2. Плотность дислокаций в сетчатой субструктуре, расположенной вне микрополос деформации, практически такая же (<р> =4,3-10ю см*2).

ДСС, формирующаяся в проволоке при волочении, характеризуется высокой степенью кривизны кручения кристаллической решетки, что выражается в появлении на электронно-микроскопических изображениях из-гибных экстинкционных контуров (рис.4.)

Количественный анализ состояния изгибных

экстинкционных контуров показал, что средние поперечные размеры их в зернах феррита составляют —120 нм, что соответствует кривизне-кручению кристаллической решетки х ~1,45*103 рад/см и избыточной плотности дислокаций Р± -5,8-Ю10 см*2, что близко к величине скалярной плотности дислокаций в стали. Оценки амплитуды остаточных

дальнодействующих полей напряжений, формирующихся в стали на промежуточной стадии волочения показывают, что о> -50,6 кг/мм2. На данной стадии волочения большее развитие процессы деформации получили в приповерхностной области прутка. На это указывает более высокая средняя скалярная плотность дислокаций (<р>), большая объемная доля (Ру) полосовой дислокационной субструктуры, более высокий уровень кривизны-кручения кристаллической решетки феррита (х), несколько меньшие поперечные размеры микрополос деформации (И) (табл.2).

При увеличении степени обжатия до 71,4% основным типом ДСС остается полосовая (66,2%). Микрополосы деформации разбиты на фрагменты, разориентация которых составляет от одного до нескольких градусов.

)ис.4. Изгибные экстинкционные контуры, наблюдающиеся в зернах феррита. Промежуточная стадия волочения (0 5,7 мм). Центр прутка. Контура указаны стрелками

Микрополосы деформации содержат сетчатую дислокационную субструктуру либо субструктуру дислокационного хаоса, скалярная плотность дислокаций которой составляет <р>=4,8-10ю см"2. В отдельных случаях вдоль границ микрополос деформации наблюдается образование дислокационных ячеек, размеры которых составляют -40-50 нм.

Эволюция дефектной субструктуры стали при волочении сопровождается (в отдельных объемах образца) разрушением структуры микрополос деформации. Это приводит, с одной стороны, к формированию субзерен-ной структуры, а с другой, областей материала, содержащих сетчатую и ячеисто-сетчатую дислокационную субструктуры.

Таблица 2

Параметры дефектной субструктуры прутка, сформировавшейся на промежуточной стадии волочения

Положение анализируемого объема в образце микрополосы сетки ячеЙки-сетки г о о * о Л* CL V Е X d < Е о -ъ X

Си * о - о. > Си о * S4* . О CL о d °

край 83 5,2 17 4,2 нет нет 5,03 173,5±7,5 1,52

центр 50 4,4 28 4,3 22 4,5 4,39 182±8,2 1,38

•Ру - относительное содержание соответствующей дислокационной субструктуры, <р> - средняя по слою величина плотности дислокаций, р - величина скалярной плотности дислокаций в соответствующей субструктуре, О - средняя ширина полос деформации, X - амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки а-фазы (зерен феррита).

Субзерна содержат сравнительно низкую плотность дислокаций, располагающихся хаотическим образом; скалярная плотность дислокаций, наблюдающихся в субзернах, составляет <р> =2,4-1010 см*2.

Как правило, данные области материала граничат с микрополосами деформации и формируются, по-видимому, в результате разрушения полосовой субструктуры в процессе волочения, что может быть связано с термическим нагревом прутков. Скалярная плотность дислокаций в ячеисто-сетчатой и сетчатой субструктурах, расположенных вне микрополос деформации, составляет величину <р> =4,7-Ю10 см'2.

Волочение стали сопровождается деформацией и разрушением пластин цементита, что осуществляется, во-первых, только лишь растворением цементита и, во-вторых, разрезанием на отдельные фрагменты с последующим растворением.

Количественный анализ состояния изгибных экстинкционных контуров показал, что в среднем по стали поперечные размеры контуров составляют-165 нм, что соответствует кривизне-кручению кристаллической ре-

шетки х —1,06 103 рад/см. Значение избыточной плотности дислокаций р± — 4,2-lQ10 см-2 несколько ниже величины скалярной плотности дислокаций, присутствующих в стали. Оценки амплитуды остаточных дальнодейст-вующих полей напряжений, формирующихся в стали на данной стадии волочения показывают, что crt -431 МПа.

Детальная картина формирования дальнодействующих полей напряжений получается при анализе зерен феррита с различными типами ДСС (табл. 3).

Таблица 3.

Количественные характеристики субструктуры и дальнодействующих полей напряжений, формирующихся в стали на заключительной стадии волочения

Тип ДСС <Р>, h, X, Р±. СГт,

10'° см'2 нм 103 рад/см Ю10 см'2 МПа

Полосовая 4,8 143,3 1,22 4,88 464

Сетчатая 4,8 205 0,85 3,4 387

Субзерна 2,4 400 0,44 1,76 279

Анализ состояния ДСС в зависимости от расстояния до поверхности позволяет говорить о формировании градиентной субструктуры (табл. 4).

Таблица 4.

Параметры дислокационной субструктуры проволоки, сформировавшейся на конечной стадии волочения_____________

Положение анализируемого объема в образце Тип дислокационной субст] эуктуры <Р>. Ю10, см'2 D, нм <Х> 10, см*1

полосы сетки субзерна

*Pv, % Р, 10'° см'1 ю\ см'1 Pv, % Р. 10'°, см*2 ю5, см"1 Pv, % Р. 10'°, см'2 10J, см'1

Приповерхностный слой 67 5,4 1,31 16 5.4 0.53 17 2,1 0,38 4,84 137,4 1,03

-0,7 мм от края 45 3,6 1,32 22 4,2 1.0.9 33 2,4 0,41 3,34 143,4 0,97

-1,2 мм от края 70 5,4 1,59 25 5.4 0,87 5 2,0 0,39 5,23 145.5 1,35

центр 83 4,8 0,87 5 4,2 1.32 12 2,4 0.36 4,48 148,1 0,83

*Ру - относительное содержание соответствующей дислокационной субструктуры, <р> - средняя по слою величина плотности дислокаций, р - величина скалярной плотности дислокаций в соответствующей субструктуре, О - средняя ширина полос деформации, X - амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки сс-фазы (зерен феррита).

Увеличение степени деформации стали сопровождается замещением в приповерхностном слое структуры микрополос деформации субзеренной структурой, объемная доля которой снижается по мере удаления к центру

Превращения части полосовой ДСС в субзерен-ную может быть обусловлено поверхностным разогревом проволоки при волочении.

Поведение параметров ДСС стали с увеличением степени деформации позволяет прогнозировать изменение прочностных характеристик и сопоставить его с результатами механических испытаний.

Основываясь на общепризнанных хорошо известных соотношениях, связывающих параметры дефектной субструктуры материала с механизмами упрочнения, можно сказать, что увеличение степени разориентации элементов дислокационной субструктуры, указывающее на перестройку границ раздела от малоугловых к большеугловым, а также снижение средних поперечных размеров полос деформации свидетельствуют о повышении прочности стали с ростом степени деформации проволоки. Снижение величины скалярной плотности дислокаций и кривизны-кручения кристаллической решетки а-фазы, являющееся реакцией материала на перестройку дислокационной субструктуры, способствуют разупрочнению стали.

При волочении катанки из сталей Ст2кп и 20 с суммарной степенью обжатия до 75% и скоростями деформации до 2 м/с основная цепочка структурных дислокационных превращений: хаос —► сетки -» ячейки —> фрагменты. Причем, последние могут содержать или не содержать внутреннюю дислокационную субструктуру. Поперечное сечение проволоки имеет резко выраженное градиентное строение: 1 - тонкая поверхностная зона; 2 - промежуточная, занимающая основной объем материала; 3 - центральная, имеющая объем больше первой, но меньше второй.

Различные условия формирования ДСС реализуются в различных зонах образца (табл.5).

Наблюдаемый характер изменения по сечению <р> и % связаны с тем, что деформация во внешней зоне больше и однороднее, что возможно ведет к процессам возврата, связанным с миграцией границ зерен.

100

X, мм

Рис.5. Зависимость относительного содержания типов дислокационных субструктур от расстояния до центра образца; I — полосы деформации, 2 - субзерна, 3 - сетки, 4 - ячейки-сетки.

Объемные доли ДСС меняются по сечению проволоки таким образом, что их эволюция близка к завершению в центральной зоне. Совершенство ДСС уменьшается с ростом скорости волочения; <р> и % возрастают при этом. Распределение <р> более однородное по сечению с увеличением скорости волочения.

Таблица 5

Изменение локальных усредненных по типам ДСС значений скалярной плотности дислокаций и кривизны кручения кристаллической решетки в __стали 20 (е=0,2) по сечению._

Параметр

Зона

2 3

<Р>-10'°см'2

2,0 2,4 3,0

10 см 0,9 1.1 1,3

Изменение способа деформации на осадку приводит при е=66% к полной фрагментации а-фазы. ДСС внутри фрагментов определяется, в основном, их размерами; она меняется от сеток к хаосу и к полному отсутствию дислокаций при уменьшении размеров фрагментов на порядок (20,2 мкм). Влияние полей напряжений от границ фрагментов на тип ДСС и их плотность внутри фрагментов позволяет говорить о самоорганизации дефектной субструктуры. С ростом степени деформации размер фрагментов уменьшается с одновременным снижением <р>. Такая взаимосвязь изменения параметров ДСС обусловлена ее стремлением к локальному минимуму внутренней энергии.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

Выполнен анализ электронно — микроскопических качественных и количественных исследований ДСС сталей различных структурных классов в исходном состоянии, на промежуточной стадии мало и многоциклового нагружения и в разрушенном состоянии в зоне усталостного роста трещины и при волочении с различными степенями обжатия и осадке. При этом установлено, что:

1. При малоцикловой усталости аустенитной стали 08Х18Н10Т эволюция ДСС осуществляется по пути хаос + сетки + (ячейки + сетки) -» N1= хаос + сетки + ячейки + фрагменты -> N2= ячейки + фрагменты. Разрушение реализуется по границам ячеек и фрагментов, а также межфазным границам аустенит - е мартенсит и аустенит - Т1С.

2. При многоцикловой усталости стали 08Х18Н10Т эволюция ДСС заканчивается образованием клубково-сетчатой, сетчатой и ячеисто-сетчатой субструктуры. Фрагментированной ДСС, лежащей в основе формирования субмикротрешин не образуется. Причина зарождения

микротрещин - межфазные границы ТЮ - у- матрица, аустенит - е-мартенсит.

3. Цепочка превращений ДСС в аустенитной стали 45Г17ЮЗ связана с изменением объемных долей хаотической, сетчатой и фрагментированной субструктур в сторону увеличения последней. Однако причиной разрушения является формирование и развитие микротрещин по межфазным границам, а не по разориентированным границам усталостного деформационного происхождения.

4. Цепочка дислокационных превращений стали 60ГС2 с феррито — перлитной структурой заканчивается на промежуточной стадии формирования сетчатой и ячеистой субструктуры в зернах феррита и ячеисто -сетчатой и лабиринтной в перлитных зернах. При этом скалярная плотность дислокаций и кривизна-кручение кристаллической решетки устойчиво возрастают с увеличением числа циклов нагружения. Наличие карбидных частиц на границах зерен - причина формирования микротрещин и микропор.

5. Эволюция ДСС в стали с мартенситной структурой при многоцикловой усталости во многом определяется структурно — фазовыми превращениями в мартенситной и карбидной подсистемах. Основной тип ДСС -сетки, средние по пакетному и пластинчатому мартенситу значения скалярной плотности дислокаций и кривизны-кручения кристаллической решетки немонотонно, но коррелированно возрастают от 4,3*10'° до 5,8-10'° см"2 и от 0,35-Ю5 до 0,75-Ю5 см"1 соответственно от исходного до разрушенного состояний. ДСС в разрушении не участвует.

6. Волочение катанки из стали Св08Г2С со степенью деформации е-23,8% сопровождается формированием в ферритных зернах деформационной микрополосовой (основной тип ДСС), ячеисто-сетчатой и сетчатой ДСС. Большое развитие процессы деформации получили в приповерхностной зоне, где значения скалярной плотности дислокаций 5,03*10,осм'2 и амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки 1,52* 103см'1 превышают соответствующие значения в центре — 4,39*Ю10см'2 и 1,38*103см*'.

7. Увеличение степени деформации до 71,4% (конечная стадия волочения) приводит, во-первых, к формированию субзеренной структуры, во-вторых, к уменьшению средних поперечных размеров микрополос деформации, в-третьих, к увеличению степени разориентации микрополос деформации, в-четвертых, к формированию макрополос деформации, поперечные размеры которых на порядок превышают средние поперечные размеры полос, и микрополос деформации, средние размеры которых в несколько раз меньше средних поперечных размеров полос деформации, в-пятых, к разрушению части полосовой ДСС с образованием областей с сетчатой и ячеисто-сетчатой дислокационной субструктурой.

8. Волочение стали сопровождается формированием дальнодействующих полей напряжений (-506 M Па), источниками которых являются внутри-и межфазные границы. Увеличение степени деформации до 71,8% сопровождается значительным снижением плотности источников и амплитуды дальнодействующих полей напряжений (-431 МПа). Уровень дальнодействующих полей напряжений снижается по цепочке в зернах с полосовой —»сетчатой—»субзерен ной ДСС.

9. Цепочка дислокационных превращений при волочении со степенями обжатия до 75% проволоки из сталей Ст2кп, Сталь 20: хаос—»сетки—»ячейки—^фрагменты. Смена вида деформации волочение —»осадка не влияет на превращение нефрагментированной ДСС во фрагментированную, а лишь изменяет характер анизотропии фрагмен-тированной ДСС.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1. Соснин О.В., Грачев В.В., Громова A.B. и др. Закономерности формирования и эволюции дислокационных субструктур в углеродистой стали при усталости в отожженном и закаленном состояниях // Известия вузов. Физика. 2004. №11. С.32-37.

2. Соснин О.В., Громова A.B., Коновалов C.B. и др. Эволюция дислокационных субструктур в аустенитных сталях при усталости // Материалы XL1I Международной конференции «Актуальные проблемы прочности». Москва: Изд-во МГТУ. 2004. С.7.

3. Соснин О.В., Громова A.B., Козлов Э.В. и др. Закономерности эволюции дислокационных субструктур при усталости // Деформация и разрушение материалов 2005. №2. С.14-18.

4. Лебошкин Б.М., Громова A.B., Целлермаер В.Я. и др. Эволюция дислокационных субструктур в углеродистых сталях при волочении с последующей осадкой // Вопросы материаловедения. 2005. №3(43). С.24-31.

5. Воробьев C.B., Иванов Ю.Ф., Громова A.B. и др. Эволюция дислокационных субструктур в стали 08Х18Н10Т при многоцикловой усталости // Известия вузов. Черная металлургия. 2005. №4. С.32-34.

6. Громова A.B., Иванов Ю.Ф., Коваленко В.В. и др. Пути эволюции дислокационных субструктур при мало- и многоцикловой усталости нержавеющих сталей // Сборник тезисов XL1V Международной конференции «Актуальные проблемы прочности». Вологда: ВоГТУ, 2005 — С.36.

7. Громова A.B., Юрьев А.Б., Иванов Ю.Ф. и др. Формирование дальнодействующих полей напряжений при волочении проволоки. //Известия вузов. Черная металлургия. 2006. №2. С.27-31.

8. Громова A.B., Юрьев А.Б., Иванов Ю.Ф. и др. Эволюция структурно-фазовых состояний и механических свойств низколегированной стали

при пластической деформации // Деформация и разрушение материалов 2006. № I. С.15-19.

9. Юрьев A.B., Громова A.B., Иванов Ю.Ф. и др. Структурно-фазовые превращения при волочении малоуглеродистой стали // Сборник тезисов IV Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов». Черноголовка: Изд-во ФТИ РАН. 2006. С.39.

Ю.Громова A.B., Целлермаер В.Я., Иванов Ю.Ф. и др. Формирование дислокационных субструктур при волочении из мало- и среднеуглероди-стых сталей // Сборник тезисов XVI Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов». Самара: Изд-во СГТУ. 2006. С.36.

П.Юрьев А.Б., Громова A.B., Иванов Ю.Ф. и др. Структурно-фазовые изменения при волочении сварочной проволоки // Сталь. 2006. №6. С.99-101.

Изд. лиц. № 01439 от 05.04.2000. Подписано в печать_.10.2006

Формат бумаги 60x84 1/16. Бумага писчая. Печать офсетная Усл. печ. л. 1,05. Уч. изд. л. 1,17. Тираж 100 экз. Заказ 115. Сибирский государственный индустриальный университет. 654007, г. Новокузнецк, ул. Кирова, 42. Издательский центр СибГИУ

Содержание диссертации автор исследовательской работы: кандидата технических наук, Громова, Анастасия Викторовна

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. РОЛЬ ЭВОЛЮЦИИ ДИСЛОКАЦИОННЫХ СУБСТРУК- 10 ТУР В ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЕ

1.1. Поведение дислокационных субструктур при активной пластине- 11 ской деформации ;

1.2. Эволюция дислокационных структур при усталости.

1.2.1. Деформация и разрушение металлов и сплавов при усталости

1.2.2. Дислокационные субструктуры при усталости и влияющие на 20 них факторы

1.2.3. Типы ДСС в ГЦК-чистых металлах сплавах и сталях 20 1.2.4. Эволюция дислокационных субструктур при усталости 23 до разрушения

1.2.5. Факторы, влияющие на формирование и эволюцию ДСС

1.2.6. Эволюция дислокационных субструктур при обработке металлов и сплавов давлением

1.2.7. Выводы из литературного обзора и постановка задачи исследо- 38 вания

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ, АППАРАТУРНОЕ ОБЕСПЕЧЕНИЕ И 39 МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материалы для исследований и методика усталостного нагруже- 39 ния

2.2. Ультразвуковая методика контроля накопления усталостных по- 41 вреждений

2.3. Материалы методика исследования проволоки при волочении и 45 осадке.

2.4. Методы структурных, оптических и электронно- 45 микроскопических исследований и определения количественных ха

Ч рактеристик

ГЛАВА 3. ФОРМИРОВАНИЕ И ЭВОЛЮЦИЯ ДСС ПРИ УСТАЛО- 53 СТИ СТАЛЕЙ

3.1. Сравнительный анализ эволюции ДСС в аустенитной стали 53 08Х18Н10Т при мало и болыпецикловой усталости

3.1.1. Исходное состояние ДСС

3.1.2. Типы ДСС, формирующиеся при многоцикловой усталости

3.1.3. Формирование и пути эволюции ДСС при малоцикловой устало- 56 сти

3.2. Изменение ДСС при многоцикловой усталости аустенитной стали 60 45Г17ЮЗ

3.3. Пути эволюции ДСС в стали 60ГС2 с феррито-перлитной струк- 68 турой

3.4.Эволюция ДСС в стали с мартенситной структурой при многоцик- 75 ловой усталости

Выводы по главе

ГЛАВА 4. ФОРМИРОВАНИЕ И ЭВОЛЮЦИЯ СТРУКТУРНО- 80 ФАЗОВЫХ СОСТОЯНИЙ И ДСС ПРИ ВОЛОЧЕНИИ

4.1. Дефектная субструктура стали исходного состояния (катанка диа- 80 метром 6,5 мм)

4.2. Изменение дефектной субструктуры стали после промежуточной 83 стадии волочения (проволока диаметром 5,8 мм)

4.2.1. Структурно-фазовое состояние прутка в целом (усреднение по 84 объему прутка)

4.2.2. Градиент дислокационной субструктуры волоченного прутка

4.3. Дефектная субструктура стали на конечном этапе волочения (про- 97 волока диаметром 3,5 мм)

4.3.1. Структурно-фазовое состояние прутка в целом (усреднение по 98 объему)

4.3.2. Градиент дислокационной дефектной субструктуры волоченого 111 прутка

4.4. Корреляции и закономерности структурно-фазовых превращений, 113 эволюции ДСС и механических свойств стали Св08Г2С при волочении

4.5. Пути эволюции ДСС при смене вида деформации: волочение- 116 технологические испытания на осадку

Выводы по 4 главе

Введение диссертация по физике, на тему "Пути и закономерности эволюции дислокационных субструктур при усталости и волочении"

Данные же по количественному анализу изменения типов ДСС в процессе усталостного нагружения и операций обработки металлов давлением (ОМД) в сталях различных структурных классов практически отсутствуют. Однако именно изменения ДСС позволяют оценить приближение наступления критической стадии разрушения при знакопеременном нагружении и предсказать его. Это особенно важно, поскольку эксплуатация многих ответственных деталей, конструкций и машин осуществляется в режимах усталостных нагрузок, что неотвратимо ведет к накоплению повреждений, исчерпанию ресурса и разрушению. Усталостное поведение стали и сплавов является одним из интенсивно изучаемых явлений в современной физике твердого тела. Различные по виду и степени пластические деформации в ходе технологических операций ОМД формируют различные типы ДСС, определяющие комплекс конечных механических свойств. Поэтому разработка новых и совершенствование существующих технологических процессов формоизменения волочением и штамповкой должны базироваться на закономерностях эволюции ДСС и структурно-фазовых состояний при таких видах деформации.

2. Установление вклада ДСС в механизмы разрушения при усталостном на-гружении сталей различных структурных классов.

4. Установление путей эволюции ДСС при смене способа деформации.

5. Оценка дальнодействующих полей напряжений при волочении и установление их источников.

6. Выявление корреляций эволюции ДСС и механических свойств проволоки при волочении.

Научная новизна работы состоит в том, что

2. Установлены закономерности формирования и эволюции ДСС при волочении катанки и сварочной проволоки.

4. Проанализирована природа формирования градиентных ДСС на разных стадиях волочения.

Практическая значимость выполненных в работе исследований заключается в:

2. Установлении роли различных типов ДСС в усталостном разрушении сталей с различной структурой.

Основные положения, выносимые на защиту:

Достоверность полученных в работе результатов обеспечивается корректностью постановки решаемых задач и их физической обоснованностью, использованием современных методов и методик исследования, большим объемом экспериментальных данных и их статистической обработкой, содоставлением установленных в работе закономерностей с фактами, полученными другими исследователями.

Публикации, Результаты диссертации опубликованы в'24 печатных работах, список основных из них приведен в конце автореферата.

Заключение диссертации по теме "Физика конденсированного состояния"

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

Выполнен анализ электронно - микроскопических качественных и количественных исследований ДСС сталей различных структурных классов в исходном состоянии, на промежуточной стадии мало и многоциклового нагружения и в разрушенном состоянии в зоне усталостного роста трещины и при волочении с различными степенями обжатия и осадке. При этом установлено, что:

1. При малоцикловой усталости аустенитной стали 08Х18Н10Т эволюция ДСС осуществляется по пути хаос + сетки + (ячейки + сетки) Ni= хаос + сетки + ячейки + фрагменты -» N2= ячейки + фрагменты. Разрушение реализуется по границам ячеек и фрагментов, а также межфазным границам аустенит - е мартенсит и аустенит - TiC.

2. При многоцикловой усталости стали 08Х18Н10Т эволюция ДСС заканчивается образованием клубково-сетчатой, сетчатой и ячеисто-сетчатой субструктуры. Фрагментированной ДСС, лежащей в основе формирования субмикротрещин не образуется. Причина зарождения микротрещин -межфазные границы TiC - у- матрица, аустенит - е-мартенсит.

4. Цепочка дислокационных превращений стали 60ГС2 с феррито - перлитной структурой заканчивается на промежуточной стадии формирования сетчатой и ячеистой субструктуры в зернах феррита и ячеисто - сетчатой и лабиринтной в перлитных зернах. При этом скалярная плотность дислокаций и кривизна-кручение кристаллической решетки устойчиво возрастают с увеличением числа циклов нагружения. Наличие карбидных частиц на границах зерен - причина формирования микротрещин и микропор.

5. Эволюция ДСС в стали с мартенситной структурой при многоцикловой усталости во многом определяется структурно - фазовыми ипевращения-ми в мартенситной и карбидной подсистемах. Основной тип ДСС - сетки, средние по пакетному и пластинчатому мартенситу значения скалярной плотности дислокаций и кривизны-кручения кристаллической решетки немонотонно, но коррелированно возрастают от 4,3-1010 до 5,8-1010 см"2 и от 0,35-105 до 0,75-105 см"1 соответственно от исходного до разрушенного состояний. ДСС в разрушении не участвует.

6. Волочение катанки из стали Св08Г2С со степенью деформации е~23,8% сопровождается формированием в ферритных зернах деформационной микрополосовой (основной тип ДСС), ячеисто-сетчатой и сетчатой ДСС.

Большое развитие процессы деформации получили в приповерхностной

10 2 зоне, где значения скалярной плотности дислокаций 5,03-10 см" и ампли

3 I туда кривизны-кручения кристаллической решетки 1,52'10 см" превышают соответствующие значения в центре - 4,39'Ю10см"2 и 1,38'103см-1.

8. Волочение стали сопровождается формированием дальнодействующих полей напряжений (-506 МПа), источниками которых являются внутри- и межфазные границы. Увеличение степени деформации до 71,8% сопровождается значительным снижением плотности источников и амплитуды дальнодействующих полей напряжений (-431 МПа). Уровень дальнодействующих полей напряжений снижается по цепочке в зернах с полосовой —►сетчатой—»субзеренной ДСС.

9. Цепочка дислокационных превращений при волочении со степенями обжатия до 75% проволоки из сталей Ст2кп, Сталь 20: хаос—►сетки—^ячейки—►фрагменты. Смена вида деформации волочение —►осадка не влияет на превращение нефрагментированной ДСС во фраг-ментированную, а лишь изменяет характер анизотропии фрагментированной ДСС.

Список источников диссертации и автореферата по физике, кандидата технических наук, Громова, Анастасия Викторовна, Новокузнецк

1.Структурные уровни пластической деформации и разрушения/Панин В.Е., Гриняев Ю.В, Данилов В.И. и др. Новосибирск: Наука. Сибирское отделение 1990. 255с.

2. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические осговы прочности тугоплавких металлов.- Киев: Наукова думка. 1975.315с.

3. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М.: Мир. 1972. 408с.

4. Полухин П.И., Горелик С С., Воронцов В.К. Физические основы пластической деформации. М.: Металлургия. 1982. 584с.

5. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия. 1986. 225с.

6. Кооперативные деформационные процессы и локализация деформа-ции./Лихачев В.А., Панин В.Е., Засимчук Е.Э и др. Киев: Наукова думка. 1989.320с.

7. Панин В.Е., Лихачев В.А., Гриняев Ю.В. Структурные уровни деформации твердых тел.- Новосибирск: Наука. 1985. 224с.

8. Физическая мезомеханикз и компьютерное конструирование материалов: в 2т./ Панин В.Е., Макаров П.В., Егорушкин В.Е. и др.- Новосибирск. Наука. 1995. т1.-298с; т2-274с.

9. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Елсукова Т.Ф. Структурные уровни деформации твердых тел// Известия вузов. Физика. 1982 № 6 с.5-27.

10. Судзуки Т., Есината X., Такеути С. Динамика дислокаций и пластичность.-М.: Мир. 1989 294с.

11. Конева Н.А., Козлов Э.В. Природа субструктурного упрочне-ния//Известия вузов. Физика. 1982. №8. с. 3-11.

12. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации//Известия вузов. Физика. 1990. № 2. с. 89-106.

13. Конева Н.А., Козлов Э.В. Классификация дислокационных субструк-тур//Металлофизика. 1991. т 13. №10. с. 49-58.

14. Иванова B.C. Усталостное разрушение металлов. М.: Металлург, издат. 1963. 272с.

15. Иванова B.C., Терентьев В.Ф. Природа усталости металлов. М.: Металлургия. 1975. 455с.

16. Коцаньда С. Усталостное растрескивание металлов. М.: Металлургия. 1990. 22с.

17. Трощенко В.Т., Лебедев А.А., Стриженко В.А. и др. Механическое поведение материалов при различных видах нагружения. Киев: Лотос. 2000. 571с.

18. Терентьев В.Ф. Усталостная прочность металлов и сплавов. М.: Интермет Инжиниринг. 2002. 288с.

19. Терентьев В.Ф. Усталость металлических материалов. М.: Наука. 2003. 248с.

20. Соснин О.В. Эволюция структурно фазовых состояний аустенитных сталей при усталости. Новосибирск.: Наука. 2002. 209с.

21. Громов В.Е., Козлов Э.В., Базайкин В.И. и др. Физика и механика волочение и объемной штамповки М.: Недра. 1997. 289с.

22. Базайкин В.И., Лебошкин Б.И., Громов В.Е. Анализ конечного формоизменения и напряжений в операциях обработки металлов давлением. М.: Недра ком. 2000. 190с.

23. Юрьев А.В., Громов В.Е., Лебошкин Б М., и др. Формирование и эволюция структурно-фазовых состояний и свойств сталей в современных технологиях обработки давлением /Новосибирск: Наука. 2003. 347с.

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

25. Фрост Г. Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. Челябинск. «Металлургия» Челябинское отделение. 1989. 328с.

26. Хирт Д.П., ХотеН. Теория дислокаций М: Атомиздат. 1972. 599с.

27. Штремель М.А. Прочность сплавов. Часть 1. Дефекты решетки. М.: Металлургия. 1995. 384с.

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

29. Головин С.А., Пушкар А. Микропластичность и усталость металлов. М.: Металлургия. 1980. 239с.

30. Кайбышев О.А. Пластичность и сверхпластичность. М.: Металлургия. 1975. 280с.

31. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия. 1973. 384с.т.

32. Хирш П., Хови А., Николсон Р. И др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.: Мир. 1968. 574с.

33. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский Э.П. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов. -Киев.: Наукова думка. 1987. 248с.

34. Владимиров В.И., Романов Н.Е. Дисклинации в кристаллах. М.: Наука. Y 1986.224с.

35. Терентьев В.Ф. Деформация и разрушение металлических материалов при усталости// Деформация и разрушение. 2005. №.1 сЗ-10.

36. Mughrabi Н. Dislocations in Fatigue. Dislocations and Properties of Real materials (Conf. Proc .) London :The Institute of Metals. 1985. N 323. P.244.

37. Sommer C., Mughrabi H., Lochner D. Influence of temperature and carbon content on the cyclic deformation and fatigue behavior of a-iron. Part I. Cyclic deformation and stress-behaviour.// Acta mater. Vol. 46. № 5. 1998. pp. 1527-1536.

38. Mughrabi H. On the life-controlling microstructural fatigue mechanisms in ductile metals and alloys in the gigacycle regime.// Fatigue Fract. Engng. Mater. Struct. №22.1999.pp. 633-641.

39. Hartmann O., Biermann H. and Mughrabi H. Cyclic stress-strain and fatigue behaviour of particulate-reinforced al-matrix composites.// Low Cycle Fatigue and Elasto-Plastic Behaviour of Materials. 1998. pp. 431-436.

40. Mughrabi H. Cyclic stress-train behaviour, microstructure and fatigue life.// Proceeding of the Sixth International Fatigue Congress Fatigue'96, Berlin, May 610, 1996. Vol.1, pp.57-68.

41. Mughrabi H. Fatigue of engineering materials. // Proceeding of the Tenth International Symposium on Metallurgy and Materials Science: Materials Architecture, Denmark. 1989. pp.191-206.

42. Chrisst H.-J., Mughrabi H., Kraft S., Eckert K. The use of plastic control in thermomechanical fatigue testing. // Fatigue under Thermal and Mechanical Testing and Modelling. Dorgrecht. 1996. pp. 1-14.

43. Mugfrabi H. Cyclic deformation and fatigue of selected and austenitic steels: specific aspects.// ISIJ International. 1997. V.37. N12. pp.1154-1169.

44. Деформация. Локализация. Разрушение. Под ред. Л.Б.Зуева. Изд-во НТЛ. Томск 2005.176с.

45. Конева Н.А., Соснин О.В., Теплякова Л.А. и др. Эволюция дислокационных субструктур при усталости. Новокузнецк. Издательство СибГИУ. 2001. 96с.

46. Лейкина О.С. Соснин О.В., Громова А.В. Сравнение эволюции дислокационной субструктуры в моно и поли ГЦК кристаллах при усталости.// Изв. Вузов. Черная металлургия. 2004. №2 с35-37.

47. Конева Н.А., Теплякова Л.А., Соснин О.В. и др. Дислокационные субструктуры и их трансформация при усталостном нагружении // Изв. вузов. Физика. 2002. №3. с.87-99.

48. Watanabe С., Kanmuri К., Kato М., etc. Rearrangement of fatigue dislocation structure in copper single crystals associated with reduction in the plastic strain amplitude// Phil. Mag. A. 2002. V. 82. N7. pp 1317-1330/

49. Watanabe C., Fujii Т., Onana S., etc. Low-cycle fatigue and microstructure of Cu-Fe single crystals with a double slip orientation.// Inter. Journal of Fatigue. 2002. V 24. pp. 795-802.

50. Fujii Т., Watanabe C., Nomura J., etc. Microstructural evolution during low cycle fatigue of a 3003 aluminum alloy// Mater. Sri. and Eng. 2001. V. A 319-321. pp 592-596.

51. Yamashita K., Watanabe C., Kumai S.,etc Cyclic deformation and development of dislocation structures in a centrifully cast Al-A13Ti of functionally graded materials// Materials Transactions ЛМ. 2002. V 41. N10. pp. 1322-1328.

52. Min K.S., Lee S.C., Nam S.W. Effects of Tic and Cr23C6 carbides on Creep Fatigue Properties in AISI Stainless Steel// Mater. Trans. 2002. V.43. N 11. p 28082812

53. Chevalier J.L., Gibbons D.F., Leonard J. High-frequency fatigue in aluminium. // J. Appl. Phys. 1972. - v. 43, N 1. - p. 73-77.

54. Charsley P., Bangert U., Appleby L.J. The effect of temperature and amplitude on dislocation structures in cyclically deformed pure aluminium // Mat Sci and Eng. 1989. A 113. pp. 231-236.

55. Ramaswami В., Russell W.J. Fatigue deformation of Al-Mg single crystals. // Mat. Sci. and Eng. 1979. V. 39. pp. 117-120.

56. Ramaswami В., Lau T.W.F. Fatigue deformation of Al-Mg single crystals. // Mat. Sci. and Eng. 1980. V. 46. pp. 221-230.

57. Kwun S.I., Fine M.E. The cyclic hardening of Al-3Mg alloy. // Sci. Met. 1984.V. 18. pp. 981-984.

58. Driver J.H., Rieux P. The cyclic stress-strain behaviour of polycrystalline A1 -5mt % Mg. // Mat. Sci. and Eng. 1984. V. 68. pp. 35-43.

59. Driver J.H., Papazian J.M. Microstructural effects of the cyclic and monotonic hardening of A1 5 Mg. // Mat. Sci. and Eng. 1985. V. 76. pp. 51-56.

60. Boyapati K. and Polmear I.J. Effects of silver on tensile and fatigue propertiesthof an Aluminium Magnesiann alloy. Proc. 5 Int. Conf. on the Strength of Metals and Alloys, Aachen, August 1979, Pergamon Press, Oxford. 1980. V. 2. pp. 12311236.

61. Crinberg N.M., Serdyuk V.A., Gavribyako A.M., Lychagin D.V., Kozlov E.V. Cyclic hardening and substructure of Al-Mg alloys. // Mat. Sci. and Eng. 1991. A 138. pp. 49-61.

62. Nahm A.H., Moteff J. Characterization of fatigue substructure of Jncoloy alloy 800 ат elevated temperature. // Met. Trans. A. 1981. V. 12 A. pp. 1011-1025.

63. Ackermann F., Kubin L.P., Lepinoux J., Mugrabi H. The dependence of dislocation microstructure on plastic strain amplitude in cyclically strained copper single crystals. // Acta met. 1984. V. 32. N 5. pp. 715-725.

64. Lepisto Т., Kuokkala V.T., Kettunen P.O. The PSB structure in rr-ltiple-slip oriented copper single crustals. // Scr. Met. 1984. V. 18. pp. 245-248.

65. Lepisto Т., Kuokkala V.T., Kettunen P.O. Dislocation arrangements in cyclically deformed copper single crystals. // Mat. Sci. and End. 1986. V. 81. pp. 457463.

66. Shirai H., Weertman J.R. Fatigue dislocation structures at elevated temperatures.// Sci. met. 1983. V.17. pp.1253-1258.

67. Page R., Weertman J.R. Evolution of dislocation structure in poly crystalline copper fatigued at high temperature. // Scr. met. 1981. V. 15. pp. 223-227.

68. Jin N.Y. Dislocation structures in fatigued copper single crystals yfiented for double slip. // Phil. Mag. 1983. V. 48, N 5. pp. 33-38.

69. Wang R., Mughrabi H. Secondary cyclic hardening in fatigued copper monocrystals and polycrystals. // Mat. Sci. and Eng. 1984. V. 63. pp. 147-163.

70. Jin N.Y., Winter A.T. Cyclic deformation of copper single crystals oriented for double slip. //Acta met. 1984. V. 32, N 7. pp. 989-995.

71. Gerland M., Violan P. Secondary cyclic hardening and dislocation structures in type 316 stainless sleep at 600°C. // Mat. Sci. and Eng. 1986. V. 84. pp. 23-33.

72. Jin N.Y., Winter A.T. Dislocation structures in cyclically deformed 001. copper crystals. // Acta met. 1984. V. 32, N 8. pp. 1173-1176.,

73. L'Esperance G., Vogt J.B., Dickson F.I. The identification of labyrinth wall orientations in cyclically deformed AISI SAE 316 stainless steel. // Mat. Sci. and Eng. 1986. V. 79. pp. 141-147.

74. Костецкий Б.И., Шевеля B.B. Прямое электронно-микроскопическое изучение дислокационной структуры при усталости. // В сб.: Прочность металлов при циклических нагрузках. Материалы IV совещания по усталости металлов. М.: Наука. 1967. с. 27-35.

75. Wang R., Mughrabi Н., Мс Goern S., Rapp М. Fatigue of copptr single crystals in vacuum and in air. 1: Persistent slip bands and dislocation microstructures. // Mat. Sci. and Eng. 1984. V. 65. pp. 219-233.

76. Li X.W., Wang Z.G., Li S.X. Deformation bands in cyclically deformed copper single crystals. //Phil. Mag. A. 2000. V. 80, N 8. pp. 1901-1912.

77. Basinski Z.S., Basinski S J. Low amplitude fatigue of copper single crystals -III. PSB sections. //Acta met. 1985. V. 33, N 7. pp. 1319-1327.

78. Luoh Т., Tsai H. Т., Chang C.P. Dislocation structures of persistent slip bands in cyclically deformed polycrystalline copper. // Phil. Mag. 1998. V. 78, N 4. pp. 935-948.

79. Differt K., Eismann U., Mughrabi H. Models of particle destruction in fatigued precipitation-hardened alloys. // Phys. stat. sol. (a). 1987. V 104. pp. 95106.

80. Steiner D., Gerold V. The fatigue behavior of age- hardened Cu-2 ат % Co alloy. // Mat. Sci. and Eng. 1986. V. 84. pp. 77-88.

81. Yan B.D., Cheng A.S., Buchinger L., ect. The cyclic stress-strain response of single crystals of Cu-16 ат % A1 alloy. I: Cyclic hardening and strain localization. // Mat. Sci. and Eng. 1986. V. 80. pp. 129-142.

82. Попов E.A., Иванова B.C., Терентьев B.P. К вопросу о классификации дислокационных структур и анализ многоуровневой динамики ансамблей дефектов. // В сб. Синергетика и усталостное разрушение металлов. Наука. 1989. с. 153-169.

83. Pederson О.В. and Winter А.Т. Fatigue hardening and nucleation of persistent slip bands in copper. // Acta met. 1982. V. 30. pp. 711-718.

84. Электростимулированная малоцикловая усталость / Под ред. О.В.Соснина, В.Е.Громова, Э.В.Козлова.- М.: «Недра ком. ЛТД.» 2000. 190с.

85. Коваленко В.В., Соснин О.В., Иванов Ю.Ф. и др. Эволюция дистанционной субструктуры на мезоуровне и механизмы электронного восстановления ресурса.// Вестник Тамбов. ГУ. Серия: естественные и тех науки. 2000. т 5. вып 2-3. с 203-204.

86. Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., Лычагин Д.В. и др. Мезоскопическая субструктура и электроимпульсная подавление усталостного разрушения. // Физическая мезомеханика. 2000. тЗ. №1. с 103-108.

87. Коваленко В.В., Соснин О.В., Иванов Ю.Ф. и др. Роль электростимулирования в эволюции дефектной структуры и фазового состава стали 08Х18Н10Т при малоцикловых усталостных испытаниях// Физ ХОМ. 2000. №6. с 74-80.

88. Коваленко В.В., Иванов Ю.Ф. и др. Модификация структуры и фазового состава стали Х18Н10Т импульсным тоном // Изв вузов. Черная металлургия. 2000. №10. с.41-45.

89. Buchinger L., Cheng A.S., Stranzl S., Laird С. The cyclic stress-strain response and dislocation structures of Cu-16 ат % A1 alloy. III. Single crystals fatigued at low strain amplitudes. // Mat. Sci. and Eng. 1986. V. 80, pp. 155-167.

90. Быков П.В., Гильнутдинов Ф.Э., Волков B.A. и др. Влияние ионной имплантации на усталостную прочность титанового сплава ОТ-4 // Материаловедение. 2003 №11. с.30-34.

91. Hong H.U., Nam S.W. Improvement of creep-fatigue life by the modification of carbide characteristics through grain boundary serration in an AISI 304 stainless steel // Journal of Mater. Science. 2003. V 38. pp 1535-1542.

92. Sarma V.S., Padmanabhan K.A., Gueth A. etc. Low cycle fatigue behavior of low carbon micro alloyed steel: microstructural evolution and life assessment // Mater. Sci. and Technology. 1999. V 15. 3. p260-264.

93. Shiozawa K., Lu L., Ishihara S. S-N characteristics and substructure crack initiation behaviour in ultra-long life fatigue of a high C-Cr bearing steel// Fatigueand Fracture Eng. Mater and Struct. 2001. V24. № 12. pp. 781-790.

94. Wang S., Nishida S., Hattori N., etc. Effect of plastic deformation by roller-worning on fatigue strength of notched specimen //JSME Int. J. A. 2000. V43. № 4. pp.415-422.

95. Fu C.J., Zheng J.S., Jao A.L., etc. Environment induced fatigue crack of type 40Cr steel in drilling muds // Mater and Corros. 2001. V 52. №9. pp. 705-711.

96. Трощенко B.T. Некоторые особенности роста усталостных трещин на различных стадиях их развития.// Проблемы прочности. 2003. №6 с. 5-29.

97. Яковлева И.Л., Карькина JI.E., Хлебникова Ю.В. и др. Эволюция структуры пластинчатого перлита углеродистой стали при обжиге.П. Дислокации в ферритной составляющей перлита // ФММ 2001. т 92 №.6. с 89-102.

98. Яковлева И.Л., Карькина Л.Е., Хлебникова Ю.В. и др. Деформация углеродистых сталей с перлитной структурой // Фазовые структурные превращения в сталях. Издательство Магнитогорского дома печати . 2003. вып. 3. с 335-361.

99. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Карыгина Л.Е. и др. Дислокационная структура грубо-пластичного перлита углеродистой стали после холодной и высокотемпературной деформации // Изв. Вузов. Физика. 2004. №8. с 18-27.

100. Малыгин Г.А. Анализ параметров субмикронной дислокационной структуры в металлах при больших пластических деформациях // ФТТ. 2004. т 46. вып. 11. с 1968-1974.

101. Целлермаер В.Л., Иванов Ю.Ф., Громов В.Е. и др. Эволюция дефектной структуры при холодной пластической деформации низко-углеродных сталей, подвергнутых наводороживанию // Изв. Вузов. Черная металлургия 1995. №6. с 63-66.

102. Целлермаер В.Л., Громов В.Е., Закиров Д.М. и др. Водородное охрупчи-вание феррито -перлитных сталей при волочении // Изв. вузов. Физика. 1996. №3 с 97-108.

103. Целлермаер В.Л., Закиров Д.М., Кравченко П.Е. и др. Роль наводорожи-вания в формировании дефектной структуры стали 20Г2Р // Вестник РАЕН.

104. Отделение металлургии. Изд. СибГГМА Новокузнецк. 1996. вып. 3 с. 121128.

105. Испытание металлов. М.: Металлургия, 1967.452 с.

106. Dennegan H.L., Harris D.O., Tatro С.A. Fracture Analysis by use of AEI Engn. //Fract. Mesh. -1968. V.l. - P. 105.

107. Ботаки A.A., Ульянов B.JI., Шарко A.B. Ультразвуковой контроль прочностных свойств конструкционных материалов. М.: Машиностроение, 1983.-79 с.

108. Муравьев В.В., Шарко А.В., Ботаки А.А. Акустический контроль режимов термообработки алюминиевого сплава В95 // Дефектоскопия. 1980. -№1. - С. 91-93.

109. Бугай Н.В., Лебедев А.А., Шарко А.В. Ультразвуковой метод оценки качества металла длительно работающих паропроводов // Дефектоскопия. -1985.-№8.-С. 3-38.

110. Sinclair A.N., Eng Н. Ultrasonic determination of fracture toughness // 2nd Int. Symp. Nondestruct. Charact. New York; London, 1987. - P. 251-259.

111. Fisher M.J., Hermann G. Acoustoelastic measurements of residual stress // Rev. Progr. Quant. Nondestruct. Eval. // Proc. 10 Ann. Rev. Santa Cruz., Calif., -1983.-P.1291.

112. Муравьев В.В., Васильев А.Г., Смирнов А.Н. Ультразвуковой метод контроля шероховатости поверхности // Дефектоскопия. 1994. - №2. - С. 71-72.

113. Шарко А.В., Муравьев В.В., Каркешко Е.В. Ультразвуковой контроль локальных неоднородностей механических свойств труб пароперегревателей тепловых электростанций // Дефектоскопия. 1991. - №12. - С. 10 -17.

114. Приборы для неразрушающего контроля материалов и изделий: В 2 т. / Под ред. В.В. Клюева. М.: Машиностроение, 1976. -2 т.

115. Муравьев В.В., Зуев Л.Б., Комаров К.Л. Скорость звука и структура сталей и сплавов. Новосибирск: Наука, 1996. - 283 с.

116. Ультразвук. Маленькая энциклопедия. М.: Изд-во «Советская энциклопедия», 1979. 400 с.

117. Смолмен Р., Ашби К. Современная металлография. М.: Атомиздат, 1970. 208 с.

118. Глазов В.М., Вигдорович В.Н. Микротвердость металлов. М.: Метал-лургиздат, 1962. 224 с.

119. Уманский Я.С. Рентгенография металлов. М.: Металлургиздат, 1960. 448 с.

120. Чернявский B.C. Стереология в металловедении. М.: Металлургия, 1977.-280с.

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

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

123. Конева Н.А., Козлов Э.В. Природа субструктурного упрочнения // Изв. вузов. Физика. 1982. - №8. - С.3-14.

124. Конева Н.А., Теплякова Л.А., Козлов Э.В. Стадийность и природа упрочнения металлических материалов // Структура и пластическое поведение сплавов. Томск: Изд-во ТГУ. 1983. С.74-99.

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

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

127. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1970.-376с.

128. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. - 599 с.

129. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. -М.: Металлургия, 1963. -456с.

130. Лейкина О.С., Соснин О.В., Громова А.В. Сравнение эволюции ДСС в моно и поликристаллах при усталости. // Изв. вузов. Черная металлургия.2004 №2. с 35-38.

131. Воробьев СВ., Иванов Ю.Ф., Громова А.В. и др. Эволюция ДСС в стали 08Х18Н10Т при многоцикловой усталости // Изв. вузов. Черная металлургия2005 №4. с 32-34.

132. Соснин О.В., Громова А.В., Иванов Ю.Ф. и др. Эволюция ДСС в сталях при усталости. // Структурнофазовые состояния и свойства металлических систем. Томск. Издательство НТЛ. 2004. с 331-351.

133. Лейкина О.С, Иванов Ю.Ф., Громова А.В. и др. Сравнительный анализ -эволюции ДСС при мало и болыпецикловой усталости. // Физическая мезомеханика 2004. №.

134. Соснин О.В., Громова А.В., Иванов Ю.Ф. и др. Эволюция ДСС в сталях при усталостном нагружении // Вестник НовГУ. Серия техн. науки. 2004. т 28. с. 13-21.

135. Громов В.Е., Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. и др. Эволюция структурно-фазовых состояний при усталости с токовым импульсным воздействием. // Деформация и разрушение, материалов. 2005. №6. с 2-12

136. Иванов Ю.Ф., Коваленко В.В., Ивахин М.П. и др. Структурно-фазовый градиент, индуцированный усталостными испытаниями в условиях промежуточного электростимулирования // Физическая мезомеханика. 2004. т 7. №3. с.29-33

137. Конева Н.А., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Спектр и источники полей внутренних напряжений в деформированных металлах и сплавах // Изв. РаН Серия физическая 1998. т 62. № 7 с 1352-1358.

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

139. Соснин О.В., Громова А.В., Целлермаер В.Я. и д.р. Эволюция дислокационных субструктур в аустенитных сталях при усталости. // Материалы XLII международной конференции «Актуальные проблемы прочности» Москва Издательство МГТУ. 2004. с 7.

140. Соснин О.В., Грачев В.В., Громова А.В. и др. Закономерности формирования и эволюции ДСС в углеродистой стали при усталости в отожженном и закаленном состояниях. // Изв. вузов. Физика. 2004. №11. с. 32-37.

141. Соснин О.В., Иванов Ю.Ф., Громов В.Е. и др. Эволюцая феррито-перлитной структуры при импульсном токовом воздействии. // Физика и химия обработки материалов. 2003. №4. с. 63-69.

142. Иванов Ю.Ф., Соснин О.В., Целлермаер В.В. и др. Поверхность разрушения стали 60ГС2, подвергнутой усталостным испытанием в условиях промежуточного электростимулирования. // Физ. Мезомеханика 2003. т 6. № 3. с 91-97.

143. Гудремон Э. Специальные стали. М.: Металлургия 1996. т.1. 736 с.

144. Гуляев А.П. Металловедение. -М.: Металлургия, 1978. 648 с.

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

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

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

148. Эшелби Дж. Континуальная теория дислокаций. М.: ИЛИ, 1963.- 247 с.

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

150. Штремель М.А. Прочность сплавов. Часть I. Дефекты решетки. М.: МИСИС, 1999.-384 с.

151. Финкель В.М. Физические основы торможения разрушения. М.: Металлургия, 1977.-359 с.

152. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физика субструктурного упрочнения// Вестник ТГАСУ. -1999. -№1. -С.21-35.

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

154. Громов В.Е., Бердышев В.А., Козлов Э.В. и др. Градиентные структурно-фазовые состояния в рельсовой стали. М.: «Недра коммюникейшинс ЛТД», 2000. -176 с.

155. Громов В.Е., Кулагин Н.М., Кулаков С.М. и др. Актуальнее проблемы производства рельсов. Новокузнецк: Изд-во СибГИУ, 2001.- 260 с.

156. Конева Н.А., Козлов Э.В., Попова Н.А. и др. Структура и источники дальнодействующих полей напряжений ультрадисперсной меди // Сб. "Структура, фазовые превращения и свойства нанокристаллических сплавов". Екатеринбург: УрО РАН. - 1997.- С. 125-140.

157. Эндрюс К., Дайсон Д., Киоун С. Электронограммы и их интерпретация. -М.: Мир, 1971.-256 с.

158. Гриднев В.Н., Гаврилюк В.Г., Мешков Ю.Я. Прочность и пластичность холодно деформированной стали. Киев: Наукова думка, 1974. - 232 с.

159. Pearson W.B. A Handbook of Lattice spacings and structures of Metall and allous. Pergamon Press, 1976. - V.2. - 1446 p.

160. Тушинский Л.И., Батаев А.А., Тихомирова Л.Б. Структура перлита и конструктивная прочность стали. Новосибирск: Наука. Сибирская издательская фирма, 1993. - 280 с.

161. Лебошкин Б.М., Целлермаер В.Я., Громова А.В. и др. Эволюция дислокационных субструктур в малоуглеродистой стали при волочении и осадке // Известия вузов. Черная металлургия. 2004. №8. С.73-75.

162. Лебошкин Б.М., Громова А.В., Целлермаер В.Я. и др. Эволюция дислокационных субструктур в углеродистых сталях при волочении с последующей осадкой. Вопросы материаловедения. 2005. №3(43) С.24-31.

163. Иванов Ю.Ф., Громова А.В., Чинокалов В.Я. и др. Эволюция дислокационной структуры при деформации волочением // Сборник тезисов XV Петербургских чтений по проблемам прочности. Санкт-Петербург. СПб.,2005 -С.27.

164. А.В. Громова, Б.М. Лебошкин, Ю.Ф. Иванов и др. Превращение дислокационных субструктур в стали при волочении и осадке. 11-я Евразийская научно-практическая конференция. Прочность неоднородных структур. Издательство МИСиС. Москва ПРОСТ 2004 С.З7.

165. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М.: Металлургия, 1982. - 184 с.

166. Грачев В.В., Громова А.В., Целлермаер В.Я. и др. Эволюция ДСС в мало и среднеуглеродистых сталях при волочении // Материаловедение 2004. №10 с.23-29.

167. Лебошкин Б.М., Громова А.В., Целлермаер В.Я. и др. Эволюция ДСС в углеродистых сталях с последующей осадкой // Вопросы материаловедения. 2005. т 3(43). с 24-31.

168. Начальник лаборатории сталепрокатного производства1. Г.В. Обухов