Влияние алюминия на механизмы деформации, деформационное упрочнение и разрушение высокопрочных монокристаллов стали Гадфильда тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Захарова Елена Геннадьевна

ВЛИЯНИЕ АЛЮМИНИЯ НА МЕХАНИЗМЫ ДЕФОРМАЦИИ, ДЕФОРМАЦИОННОЕ УПРОЧНЕНИЕ И РАЗРУШЕНИЕ ВЫСОКОПРОЧНЫХ МОНОКРИСТАЛЛОВ СТАЛИ ГАДФИЛЬДА

01.04.07 - физика конденсированного состояния

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск - 2005

Работа выполнена в Сибирском физико-техническом институте им. академика В. Д. Кузнецова

Научный руководитель:

доктор физико-математических наук, профессор, зав. лабораторией физики пластичности и прочности Сибирского физико-технического института Чумляков Юрий Иванович

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук,

профессор кафедры прикладной

математики Томского государственного

архитектурно-строительного

университета,

Попов Леонид Евгеньевич

доктор физико-математических наук, ст. науч. сотрудник Института сильноточной электроники СО РАН Иванов Юрий Федорович

Ведущая организация:

Институт физики прочности материаловедения СО РАН, г. Томск

Защита диссертации состоится «20» октября 2005г. в 16:30 часов на заседании диссертационного совета Д 212.267.07 в Томском государственном университете по адресу: 634050, г. Томск, пр. Ленина, 36

С диссертацией можно ознакомиться в Научной библиотеке Томского государственного университета

Автореферат разослан « /г: сентября 2005 г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор физико-математических наук, .

старший научный сотрудник уЛзв Ивонин И. В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Одним из приоритетных классов конструкционных материалов, используемых в современной промышленности, являются высокопрочные аустенитные стали упрочненные атомами внедрения - азотом и углеродом Высокомарганцевая аустенитная сталь Гадфильда при невысокой твердости после закалки обладает необычайно высокой износоустойчивостью при трении с давлением и ударами Полученные к данному времени экспериментальные данные свидетельствуют о том, что формирование высокой прочности и пластичности в стали Гадфильда определяется целым рядом факторов линейную зависимость сг(е) и высокую скорость упрочнения 0 - dcr/df: связывают со скольжением в условиях высокой концентрации атомов углерода [1,2] и с развитием механическою двойникования [3,4] Скольжение в стали Гадфильда реализуется в условиях высокой диффузионной подвижности атомов углерода, которые восстанавливают ближний порядок в процессе пластического течения и образуют атмосферы на ядрах дислокаций, вызывая гем самым сильное упрочнение при скольжении Легирование поликристаллов стали Гадфильда алюминием приводит к повышению энергии дефекта упаковки, подавляет развитие механического двойникования и снижает диффузионную подвижность углерода, при этом сталь обладает более высокими значениями скорости деформационного упрочнения и износостойкости [5] Поэтому важное научное и практическое значение приобретает вопрос о соотношении вкладов в упрочнение от двойникования и скольжения в условиях, когда атомы внедрения подвижны или неподвижны в решетке Разделить и оценить эффективность вклада в упрочнение от двойникования и скольжения в поликристалле не представляется возможным, поскольку при деформации поликристаллического объекта оба эти фактора действуют совместно В связи с этим актуальным становится проведение исследований структуры и механизмов деформации монокристаллов стали Гадфильда, поскольку это позволяет рассмотреть процессы упрочнения в пределах одного зерна, выявить ориентационную зависимость механических свойств и механизмов деформации - скольжения и двойникования, выяснить вклад границ зерен в упрочнение Эффективность использования монокристаллов стали Гадфильда при исследовании механизмов ее упрочнения была впервые показана в работе М А Штремеля [6] Использование монокристаллов стали Гадфильда дает возможность выбором ориентации и химического состава сплава изменять действующий механизм деформации - скольжение и двойникование, и по пучить целый ряд экспериментальных данных

0 влиянии ориентации кристалла, температуры деформации, механизма деформации, диффузионной подвижности атомов углерода на характеристики упрочнения стали Гадфильда.

Цель настоящей работы. Провести исследования закономерностей и механизмов деформации монокристаллов сталей Fe-13Mn-l ЗС, Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС (мас%) при расгяжении в интервале температур Г=77-673К Выяснить влияние легирования алюминием, величины энергии дефекта упаковки, ориентации монокристалла, температуры деформации на предел текучести, стадийность пластического течения, скорость деформационного упрочнения, механизм деформации, тип развивающейся дислокационной структуры и характер разрушения Рассмотреть физические критерии смены механизма деформации от скольжения к двойникованию в высокопрочных кристаллах с атомами внедрения Выяснить закономерности локализации деформации при сжатии монокристаллов сталей Fe-13Mn-l ЗС, Fe-13Mn-2 7AI-1 ЗС

Научная новизна.

1 В отличие от сложившихся представлений о скольжении, как определяющем механизме деформации на ранних стадиях пластическою течения ГЦК низкопрочпых монокристаллов с низкой энергией дефекта упаковки уцу, в работе на монокристаллах стали Гадфильда Fe-13Mn-1 ЗС (мас%) с /ду~0,023Дж/м2 показана возможность развития деформации двойникованием, как основного механизма деформации высокопрочных кристаллов с низкой уцу с ранних степеней деформации е < 0 5% и в широком интервале температур 7^77-673К Ле1ирование

ÍPOC. НАЦИОНАЛЬНАЯ БИБЛИОТЕКА

стали Гадфильда алюминием (2 7 мае %) подавляв! развитие двойникования на пределе текучести за счет повышения энергии дефекта упаковки и сдвигает стадию развития двойникования к большим степеням деформации

2 Достижение высокопрочного состояния в стали Гадфильда с низкой уцу при легировании углеродом (13мас%) приводит к появлению ориентационной зависимости критических скалывающих напряжений тщ, связанной с ориентационной зависимостью величины расщепления полной дислокации а/2<110> на частичные дислокации Шокли при е » 0 1%и с ориентационной зависимостью механизма деформации (скольжение и двойникованис) при £«О 5% Отсутствие ориентационной зависимости при легировании стали Гадфильда алюминием связано с повышением энергии дефекта упаковки и подавлением ориентационной зависимости дислокационной структуры вблизи предела текучести

3 Установлены факторы определяющие тип развивающейся дислокационной структуры при скольжении в монокристаллах сталей Fe-13Mn-l ЗС. Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС энергия дефекта упаковки, уровень сил трения, разрушение и восстановление ближнего порядка Mn-C, А1-С Показано, что уменьшение диффузионной подвижности углерода при легировании алюминием приводит к изменению типа структуры от однородного распределения дислокаций в стали Fe-13Мп-1 ЗС к нланарной структуре с мощными плоскими скоплениями и мультиполями в стали Fe-13Mn-2 7А1-1.3С

4 Впервые на монокристаллах сталей Ре-13Мп-1 ЗС, Fe-13Mn-2 7AI-1 ЗС (мас%) показано, что во всех исследуемых ориентациях наблюдается переход «хрупкость-вязкость» Установлено, что при Г<190К уменьшение пластичности монокристаллов до е < 12% и квазихрупкий характер разрушения связаны с достижением высокого уровня прочности из-за сильной температурной зависимости критических скалывающих напряжений, близкой к зависимости гкр(7) для ОЦК сплавов, и развитием деформации двойникованием При '/> 190К увеличение пластичности и вязкий характер разрушения связаны с уменьшением уровня деформирующих напряжений и понижением активности механического двойникования

5 При сжатии высокопрочных монокристаллов стали Гадфильда определены условия формирования и эволюции макроскопических полос сдвига при деформации Показано, что однородное распределение дислокаций скольжения в нескольких системах одновременно в fill] монокристаллах Fe-13Mn-l ЗС способствует образованию макрополос сдвига, границы которых отклонены от плоскостей типа {111} па 10° и решетка внутри полос повернут относительно окружающей матрицы Образование плоских скоплений дислокаций в стали Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС при легировании алюминием затрудняет процесс образования макрополос из-за сложности образования непрерывной границы полосы

Научно-практическая ценность работы заключается в экспериментальном доказательстве влияния выбора ориентации, температуры деформирования, легирования алюминием на развитие деформации двойникованием Экспериментально полученные данные

0 субструктурном упрочнении за счет двойникования, динамического деформационного старения, образования мультипольных конфигураций может быть использовано для дальнейшего развития теории деформационного упрочнения и разработки критериев формирования структурных состояний, обеспечивающих оптимальное сочетание прочностных и пластических характеристик Практическая значимость экспериментальных результатов, полученных на монокристаллах сталей Fe-13Mn-l ЗС, Fe-13Mn-2 7AI-1 ЗС (мас%), заключается в возможности их использования при выборе типа текстуры для разработки пол и кристаллических материалов с заданными характеристиками или для анализа деформационного упрочнения текстурированных поликристаллов стали Гадфильда

На защиту выносятся следующие положения:

1 Влияние величины энергии дефекта упаковки на ориентационную зависимость критических скалывающих напряжений отсутствие ориентационной зависимости гч, в кристаллах Fe-13Mn-

2 7AI-1 ЗС с высокой уд у = 0,05 Дж/м2, существование ориентационной зависимости гкр в стали Fe-13Mn-l ЗС с низкой энергией дефекта упаковки /ду и 0,023 Дж/м2 Ориентационная зависимость гкр в стали Fe-13Mn-l ЗС обусловлена ориентационной зависимостью величины расщепления дислокаций в поле внешних напряжений и ориентационной зависимостью механизма деформации скольжения и двойникования

2 Экспериментально обнаруженное влияние легирования алюминием монокристаллов стали Гадфильда на тип развивающейся при скольжении дислокационной структуры Формирование однородной дислокационной структуры при скольжении в стали Fe-13Mn-l ЗС с низкой Эду, обусловленное восстановлением ближнего порядка в процессе пластического течения Образование планарной дислокационной структуры - плоских скоплений дислокаций, мультиполей, в сгали Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС с высокой уду, связанное со снижением диффузионной подвижности углерода и подавлением процессов восстановления ближнего порядка в процессе пластического течения

3 Экспериментально установленные закономерное ги двойникования в монокристаллах сталей Fe-13Mn-2 7AI-1 ЗС, Fc-13Mn-l ЗС с разной энергией дефект упаковки Широкий температурный интервал двойникования 7"=77-673К в высокопрочных монокристаллах стали Fe-13Mn-l ЗС с низкой уцу и взаимосвязь упрочнения с числом действующих систем двойникования - высокий коэффициент деформационного упрочнения при множественном двойникования Подавление двойникования на ранних стадиях деформации монокристаллов стали Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС при Г=ЗООК за счет повышения энергии дефекта упаковки при легировании алюминием и развитие двойникования во всех исследуемых ориентациях при низких температурах деформации Г<190К

4 В монокристаллах сталей Fe-13Mn-2 7AI-1 ЗС, Fe-13Mn-l ЗС всех исследуемых ориентации обнаружен переход «хрупкость-вязкость» Понижение пластичности и квазихрупкие картины разрушения при Г<190К связаны с сильной температурной зависимостью критических скалывающих напряжений и интенсивным развитием двойникования При 7М90К увеличение пластичности и вязкий характер разрушения обусловлен снижением уровня деформирующих напряжений и возможностью релаксации пиковых напряжений в кристаллах

5 Установленные на основе экспериментальных исследований особенности образования макроскопических полос сдвига при сжатии [Til] кристаллов сталей Fe-l3Mn-l ЗС, Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС Формирование макрополос локализованной деформации за счет однородного распределения дислокаций скольжения и их взаимодействия в нескольких системах одновременно в [Til] кристаллах сталей Fe-13Mn-l ЗС Экспериментальное доказательство подавление локализации при легировании алюминием и отклонении оси кристалла от точного полюса в [Г 11] кристаллах стали Гадфильда, обусловленное образованием плоских скоплений дислокаций, которые препятствую! образованию непрерывных границ полос

Апробация работы. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на следующих всероссийских и международных конференциях Международная конференция по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, 23-28 августа 2004, Томск, Россия, 71Ь European Mechanics of Materials Conference (EMMC7), May 18-23, 2003, Frejus, France, V Всероссийская конференция (школа) молодых ученых "Физическая мезомеханика материалов", 18-22 августа 2003 Томск, Россия, II Всероссийская конференция молодых ученых «Материаловедение, технологии и экология в III тысячелетии», 3-6 ноября 2003г, Томск, Россия, XIV Петербургские чтения по проблемам прочности, посвященные 300-летию Санкт-Петербурга, 12-14 марта 2003г, Санкт-Пе1ербурт, Россия, Международная конференция «Современные проблемы физики и высокие технологии», посвященной 125-летию ТГУ, 75-летию СФТИ и 50-летию РФФ ТГУ, 29 09- 4 10 2003i , Томск, Россия, LX Международный семинар "Актуальные проблемы прочности", 30 09-4.10 2002г,

Великий Новгород, Россия, IV Уральская школа-семинар металловедов молодых ученых, 18-23 ноября 2002, Екатеринбург, Россия, "Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов", 24-25 октября 2001, МИСиС, Москва, III Уральская школа-семинар металловедов молодых ученых, 14-15 ноября 2001, Екатеринбург, Россия, International Workshop "Mesomechanics foundaiion and application", March 26-28, 2001, Tomsk, Riissia, VI Всероссийская конференция "Структура и свойства аустенитных сталей и сплавов", 10-14 февраля 2001, Екатеринбург, Россия, V International Seminar-School "Defect structures evolution in Condensed matters", 2000, Bamaul, Russia, III Всероссийская конференция молодых ученых "Физическая мезомеханика материалов", 12-14 декабря 2000, Томск, Россия, VII Российская научная студенческая конференция "Физика твердого тела", 16-18 мая 2000, Томск, Россия, Всероссийская конференция молодых ученых "Материаловедение, технологии и экология на рубеже веков", 5-8 декабря 2000, Томск, Россия В сборниках информационных материалов этих конференций опубликованы тезисы и статьи

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 45 работ, из них 9 статей в рецензируемых научных журналах, 13 статей в сборниках трудов конференций, 23 тезиса докладов Список основных опубликованных работ приведен в конце автореферата

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, выводов и списка литературы из 144 наименований Работа содержит 239 страниц, включая 111 рисунков и 23 таблицы

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении дана краткая характеристика современного состояния проблемы, обоснована актуальность исследований, представлены основные цели и задачи диссертационной работы, сформулированы основные положения, выносимые на защиту

В Главе 1 «Основные закономерности упрочнения ГЦК материалов при скольжении и двойникованин» представлен обзор экспериментальных и теоретических работ, посвященных закономерностям развития механического двойникования и упрочнения при двойниковании ГЦК металлов и сплавов замещения Рассмотрено влияние легирования на закономерности деформационного упрочнения и тип развивающейся дислокационной структуры ГЦК материалов при скольжении Проведен анализ экспериментальных работ, выполненных к настоящему времени на поли- и монокристаллах стали Гадфильда

В Главе 1 «Постановка задач исследования. Выбор »териала исследования и методика эксперимента» на основе анализа литературных данных сформулированы и обоснованы задачи исследования, представлены методики, используемые для проведения эксперимента Предполагается, что в монокристаллах стали Гадфильда изменяя энергию дефекта упаковки при легировании алюминием, ориентацию монокристаллов, температуру деформации можно реализовать различные механизмы деформационного упрочнения (скольжение, двойникование), исследовать пластическое течение и упрочнение при скольжении и двойниковании в условиях, когда атомы углерода подвижны или закреплены в решетке, варьировать число действующих систем скольжения или двойникования Основываясь на экспериментальных данных о механизмах упрочнения монокристаллов сталей Fe-13Mn-l ЗС и Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС при скольжении и двойниковании возможно изучить наблюдаемый экспериментально при исследовании поликристаллов стали Гадфильда «вязко-хрупкий» переход Изменением ориентации кристалла при сжатии стали Fe-13Mn-l ЗС и при легировании алюминием выяснить роль множественности сдвига и его локализации в формировании макроскопических полос сдвига

В работе ставились следующие конкретные задачи исследования 1. Исследовать критические скалывающие напряжения rtp в монокристаллах аустенитной стали Гадфильда Fe-13Mn-l ЗС и стали Fe-I3Mn-2 7А1-1 ЗС (мас%), легированной алюминием, в зависимости от ориентации кристаллов, температуры испытания Г=77-673К С использованием монокристаллов сталей Fe-13Мп-1 ЗС и Fe-13Mn-2 7AI-1 ЗС выяснить факторы, определяющие смену механизма

деформации от скольжения к доойникованию 2. Провести исследования кривых «напряжение-деформация», прецессии оси кристалла, металлографических картин скольжения, дислокационной структуры при скольжении двойниковании, в условиях, когда атомы углерода подвижны и закреплены в решетке Разработать физические критерии смены типа дислокационной структуры от ячеистой к пленарной в стали Гадфильда при изменении энергии дефекта упаковки, уровня сил трения и морфологии твердого раствора (образование кластеров, ближнего порядка) 3. На монокристаллах сплавов Fe-13Mn-l ЗС и Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС выяснить роль температуры испытания на развивающуюся дислокационную структуру, механизм деформации, пластические характеристики, упрочнение и картину разрушения Провести анализ температурной зависимости критических скалывающих напряжений двойникования в стали Гадфильда с алюминием и без него 4. Исследовать закономерности локализации деформации при сжатии монокристаллов [111] стали Fe-13Mn-l ЗС и выяснить особенности формирования полос локализованной деформации при отклонении ориентации кристалла от точного полюса [111] и при легировании алюминием

Для решения поставленных задач методом Бриджмена были выращены монокристаллы Fe-13Mn-l ЗС и Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС (мас%) Однофазное состояние образцов достигалось в результате нагрева и выдержки образцов при 1373 К в течение 1 часа и последующей закалки в воду Ориентацию образцов определяли методом «вращения кристалла» используя рентгеновский дифрактометр "Дрон-3" Механические испытания на растяжение проводили на модернизированной машине типа «Поляни» с тензометрической системой измерения нагрузки и записью кривых течения на самописец КСП-4 Данная установка позволила провести испытания на растяжение в интервале температур 71=77-673К Деформацию образцов проводили со скоростью ё = 4 х 10" сек'1 В эксперименте на вариацию скорости деформации при нагружении для построения скоростной зависимости напряжения течения проводили со скоростями ¿ = 4x10^сек'1 и ¿ = 4x10~5сек~' Металлографические наблюдения линий скольжения проводили на оггтическом микроскопе ЭГТИТИП-2 Дислокационную структуру деформированных образцов исследовали на электронном микроскопе Philips СМ 200 при ускоряющем напряжении 200кВ

В Главе 3 «Исследование ориентациоиной и температурной зависимостей критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустенитной стали Гадфильда Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C» проведено экспериментальное исследование влияния легирования алюминием на критические скалывающие напряжения Тщ, [111], [001], [011] [123] монокристаллов стали Гадфильда, механизм деформации и дислокационную структуру на ранних стадиях пластического течения при 7Ъ=77-673К

Экспериментально показано, что монокристаллы сталей Fe-13Mn-l ЗС, Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС характеризуются сильной температурной зависимостью гкр Температурную зависимость Гц, в монокристаллах сталей Fe-13Mn-l ЗС, Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС можно разбить на две области' первый низкотемпературный участок при 7'<Т0«223К характеризуется сильной температурной зависимостью гкр (рис 1 а, б), она существенно превышает зависимость модуля сдвига G от температуры и определяется термически-активируемой компонентой напряжения г5. В интервале температур 77-223К возрастает в 2-2,5 раза для всех исследуемых в работе ориентации сталей Fe-13Mn-l ЗС, Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС Эксперименты с вариацией скорости деформации, определение активационного объема при деформации и сопоставление с данными для ГЦК сплавов внедрения показывают, что высокие значения термически-активируемой компоненты напряжений is обусловлены высокой концентрацией атомов углерода в стали Fe-13Мп-1 ЗС, Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС Сопоставление величин rs с литературными данными по изучению активаиионных параметров в аустенитных сталях с азотом свидетельствуют в пользу

F»-13Mn-2 7ЛМ ЭС (м ртстйшлш» - <001> о <123> -х- <011* Л- <111»

т.к т. к

Рисунок 1 Зависимость критических скалывающих напряжений Т»Р(Г) монокристаллов сталей Ре-13Мп-2.7А|-1 ЗС (а), Ре-13Мп-1.3С (б) (мае %) от ориентации при растяжении

того, что атомы углерода распределены в твердом растворе не однородно, а образуют комплексы (кластеры) Исследования зависимости напряжений гкр от концентрации атомов углерода Сс в поли- и монокристаллах стали Гадфильда также подтверждает это предположение г.,, возрастают в две стадии с ростом Сс - концентрационная зависимость имеет перегиб при Сс-0,8-0,9 мае %, после которого рост концентрации агомов внедрения слабо влияет на критические скалывающие напряжения течения

Высокотемпературная область 7^(7) сталей Fe-13Mn-l ЗС и Fe-l3Mn-2 7А1-1 ЗС близка к температурной зависимости модуля сдвига при 7"=223-673К, определяется атермической составляющей тп критических скалывающих напряжений и обусловлена взаимодействием движущихся дислокаций с дислокациями «леса», атомами внедрения и замещения Анализ величин т,ф(Т) нормированных на модуль сдвига 0(7), позволил выявить особенности зависимости гкрГГ) в высокотемпературной области при 7>223К для стали Fc-13Mn-l ЗС и при 7>523К в стали Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС наблюдается аномальная зависимость т^{Г)Ю{Т) - рост напряжений с ростом температуры Исследования скоростной чувствительности Д = Да7Д1пе монокристаллов Fe-13Mn-l ЗС, Fe-13Mn-2 7AI-1 ЗС показали, что области отрицательной скоростной чувствительности и аномальной зависимости Тф(Т)Ю(Т) в поли- [5] и монокристаллах этих сталей совпадают - переход к отрицательным значениям ß сопровождается подъемом на кривых rBp(7)/G(7) Анализ экспериме1ггальных данных позволил связать появление аномальной зависимости ь£Г)Ю{Т) в сталях Fe-13Mn-l ЗС и Fe-13Mn-

2 7AI-1 ЗС с процессами динамического деформационного старения Эти процессы характеризуются появлением зубчатых Ые) диаграмм при деформации, аномальной (отрицательной) зависимости напряжения течения от скорости деформации (т{с) и ростом ökp(7) При анализе экспериментальных данных обсуждается физическая природа возникновения отрицательной скоростной зависимости р и аномального роста напряжений с повышением температуры испытания в основе которой лежит взаимодействие дислокаций с атомами углерода

Изучение ориентационной зависимости в [Hl], [OOll, [Oll], il 23]

монокристаллах стали Fe-13Mn-2 7AI-1 ЗС показало, что кристаллы ведут себя в полном соответствии с установленными закономерностями ориентационной зависимости для чистых ГЦК металлов и сплавов, в них выполняется закон Боаса-Шмида - критические скалывающие напряжения гч, не зависят от ориентации монокристаллов во всем исследуемом интервале температур Т=77-673К (рис 1а) Установлено, что при 7"=-ЗООК дислокационная структура во

всех исследуемых ориентациях носит пленарный характер и характеризуется наличием большого числа плоских скоплений дислокаций (до 100 дислокаций) нескольких систем (рис 2а), деформация во всех ориентациях реализуется скольжением, и ориентационной зависимости г не наблюдается

Рисунок 2 Дислокационная структура монокристаллов при растяжении, 7-ЗООК а - сталь Ре-13Мп-2 7А1-1 ЗС,[001] ориентация, £=2%, б- сталь Ре-1 ЗМп-1 ЗС, [111] ориентация, е = 5%

В стали Fe-13Mn-l ЗС обнаружена ориентационная зависимость tip, то есть закон Боаса-Шмида не выполняется Кристаллы [001], [l23] ориентации являются «жесткими» и имеют более высокие т,ф по сравнению с т^, в «мягких» [Г44], [ill] монокристаллах во всем интервале температур 7'=77-673К (рис 16) Для выяснения причины ориентационной зависимости при Г=300К были проведены исследования ранних стадий пластического течения еS1% [00l], [Т2з], [012], [111], [l44], [OI l] монокристаллов стали Fe-13Mn-l ЗС при растяжении На кривых можно выделить два характерных напряжения его - предел текучести, после которого начинается отклонение от упругой области деформации ( е = 0 1%) и сгисЭТ -напряжение течения, которое получается экстраполяцией первой стадии пластического течения на экстраполированную линию упругой деформации Детальное исследование дислокационной структуры при Г=300К показало, что в кристаллах [00l], [Г23] ориентации при растяжении до «<5% при 7-300К наблюдается однородное распределение дислокаций скольжения а/2<110> Следовательно, напряжения сто и сгккат при деформации [00l], [l23] монокристаллов обусловлены скольжением полных или слабо расщепленных дислокаций а/2<110>, | соответственно При напряжении сто деформация в [111], [l44] реализуется расщепленными

дислокациями, наблюдаются ДУ, а напряжение сгисат, как показали электронно-микроскопические и рентгеновские исследования, связано с двойникованием (рис 26) • Проведен анализ воздействия поля внешних напряжений на величину расщепления

дислокаций Показано, что максимальное расщепление испытывают винтовые и смешанные дислокации скольжения, а краевые дислокации не испытывают расщепления в поле внешних напряжений В главе представлены дислокационные модели, описывающие ориентационную зависимость величины расщепления полных дислокаций а/2<110> на частичные дислокации Шокли а/6<211> и, связанную с ней, ориентационную зависимость критических скалывающих напряжений в монокристаллах высокопрочных сталей

На основе анализа взаимодействия полных (винтовых, краевых и смешанных) и частичных дислокаций Шокли при расщеплении с атомами внедрения представлена модель для описания развития двойникования с ранних степеней деформации в монокристаллах стали Гадфильда Установлено, что двойникование развивается после небольшой стадии скольжения г~0 5% винтовых дислокаций на «нулевой» стадии деформации [111], [011], [144] монокристаллов, и сильная температурная зависимость критических скалывающих напряжений для скольжения обуславливает сильную зависимость критических напряжений двойникования т£ от температуры

Влияние легирования стали Гадфильда алюминием заключается в повышении энергии дефекта упаковки от эду» 0,023 Дж/м2 в стали Ге-13Мп-1 ЗС до удух 0,05 Дж/мг в стали Ге-13Мп-2 7А1-1 ЗС и подавлении двойникования на ранних степенях деформации); < 0 5% Отсутствие ориентационной зависимости дислокационной структуры обуславливает выполнение закона Боаса-Шмида в стали Ре-13Мп-2 7А1-1 ЗС при Г=77-673К

Глава 4 «Ориентацнонная зависимость деформационного упрочнения и дислокационной структуры при растяжении монокристаллов сталей Ре-13Мп-1.3С, Ре-13Mn-2.7Al-l.3C» посвящена изучению влияния легирования алюминием на стадийность пластического течения, коэффициенты деформационного упрочнения в, механизм деформации (скольжение, двойникование) и дислокационную структуру [011], [144], [Тп], [123], [001] монокристаллов стали Гадфильда при растяжении при комнатной температуре

В [011], [144], [Тн] ориентациях факторы Шмида для двойникования больше, чем для скольжения и в высокопрочных монокристаллах стали Гадфильда с ранних степеней деформации наблюдается смена механизма деформации от скольжения к двойникованию (таб 1) Экспериментально показано, что в [011], [144] кристаллах стали Ре-13Мп-1 ЗС близко к пределу текучести е <. 0 5% развивается деформация двойникованием в первичной системе [211^111), и близкое к нулю упрочнение при действии двойникования в одной системе обусловлено эффектом динамического разупрочнения - двойники двигаясь в первичной системе не испытывают сопротивления своему движению со стороны вторичных систем скольжения или двойникования При е > 20% активация сопряженных систем двойникования при ротации оси кристалла приводит к росту скорости упрочнения за счет эффекта статического упрочнения, обусловленного взаимодействием двойникования в нескольких системах одновременно (рис За, кривая 1) Скорость деформационного упрочнения [111] монокристаллов (рис За, кривая 3) стали Не-13Мп-1,ЗС такая же, как и при деформации [011] кристаллов на И стадии упрочнения 8Ю = \Ю <1оI(1с -(23^25)* 10"2 Это связано с тем, что деформация в обоих случаях реализуется двойникованием в нескольких системах Вклад статического упрочнения при множественном двойниковании предполагает, что границы двойников выступают как препятствия скольжению и двойникованию, зависит от объемной доли/и толщины / двойников и определяется как Асг5 - К1 (2<)"' (/ /(1 /)) [3]

Детальные электронно-микроскопические исследования дислокационной структуры, изучение прецессии оси монокристаллов при деформации свидетельствуют о том, что легирование алюминием подавляет деформацию двойникованием на ранних стадиях пластического течения в [011], [1 44], [1 11] ориентациях за счет повышении энергии дефекта упаковки и вызывает существенные изменения скорости деформационного упрочнения (рис За, таб 1) В [011] монокристаллах стали Ре-13Мп-2 7А1-1 ЗС деформация определяется скольжением преимущественно в одной системе Наблюдается планарная дислокационная структура - мощные плоские скопления дислокаций скольжения, которые с ростом деформации трансформируются в мультиполи и дислокационные стенки При образовании

Iаблица 1 Механизмы деформации (скольжение, двойникование) в монокристаллах сганей Ге-1 ЗМп-1 3С и Fe-13Mn-2.7AI-l.3C, факторы Шмида для скольжения т^ и двойникования тм _

ориентация ]ТПГ [011] 1123] [001]

П1с« 0,27 0,41 0,45 0,41

Шд» 0,31 0,47 0,46 0,24

Fe-13Mn-l ЗС двойникование двойникование £<20% скольжение, £>20% двойникование скольжение

Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС £<10% скольжение, £>10% скольжение и двойникование £г 15% скольжение, £>15% скольжение и двойникование скольжение скольжение

Рисунок 3 Кривые «напряжение-деформация» монокристаллов стали Fe-13Mn-l ЗС (кривые 1,3), Fe-13Mn-2,7Al-l,3C (кривые 2,4), при растяжении, Т 300К а - [Oll] кристаллы (кривые 1, 2) [l ll] ориентация (кривые 3,4), б - [123] ориентация (кривые 1,2), [001] ориентация (кривые 3,4)

мультиполей высокий уровень напряжений, возникающих между двумя плоскими скоплениями разного знака, может способствовать скольжению внутри мультиполя и появлению разориентации -1° между матрицей и мультиполем Такие разориентации решепси были обнаружены при исследовании дислокационной структуры Углы разориентации были измерены при наклоне фолы в колонне электронного микроскопа и составили 0,5-1° (рис 4а) Границы состоящие из мулыинолей, оказывают дополнительное субструктурное упрочнение как для скольжения в системах, пересекающих мульгиполь, так и для мультиполей, развивающихся в других системах скольжения, так как ограничивают пробег дислокаций и выступают как аналоги границ ячеек при формировании ячеистой дислокационной структуры В местах пересечения двух мультиполей образуется повышенная плотность дислокаций, образование которых также является дополнительным субструктурным упрочнением При £ > 15% обнаружены двойники деформации, но двойникование выступает как дополнительный скольжению механизм, способствующий упрочнению Двойники часто не прямолинейны (отклонение границ двойников от плоскостей типа {111} составляет 2-12°), что свидетельствует об активном дислокационном скольжении, которое пересекает сдвойникованные области кристалла (рис 46) В работе представлено описание взаимодействия дислокаций скольжения и двойникования на границах «матрица-двойник», которые приводят к раздвойникованию части двойника и обуславливают отклонение двойниковых границ от плоскостей типа {111} 1 аким образом, легирование алюминием подавляет двойникование как основной механи im деформации в монокристаллах [011] ориентации стали Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС, в)аимодействие плоских скоплений дислокаций и

Рисунок 4 Дислокационная структура [Oll] монокристаллов стали Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС при растяжении, Г=ЗООК а - £ = 5%, б - £ = 20%

мультипольных конфигураций обуславливает линейное упрочнение [011] монокристаллов стали Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС с высоким в = 1*10"г до больших степеней деформации (рис За, кривая 2) Сопоставление кривых течения [011] монокристаллов сталей Fe-13Mn-l ЗС и Fe-13Mn-2 7А1-1.3С дает основание утверждать, что эффективность упрочнения от взаимодействия двойников в нескольких системах в стали Fe-13Mn-l ЗС выше, чем при взаимодействии двойникования с мультиполями в одной системе Несмотря на различие в механизмах упрочнения и стадийности, [011] кристаллы обеих сталей имеют близкую пластичность и близкие значения предела прочности

В монокристаллах [l 11] стали Fe-13Mn-2.7Al-l ЗС деформация связана со скольжением Образование мощных плоских скоплений дислокаций, мультиполей и их взаимодействие в нескольких системах скольжения определяет более высокую скорость упрочнения в IG = 6 * 10"2 в [Til] монокристаллах Fe-13Mn-2,7Al-l,3C по сравнению со сталью Fe-13Mn-l,3C 9Ю = 2 5*10~2, где упрочнение определяется взаимодействием трех систем двойникования Двойникование в одной системе обнаружено после 10% деформации [l ll] кристаллов Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС и сопровождается уменьшением скорости упрочнения (рис За, кривая 4).

В [12з], [012] и [l 1з] ориентациях стали Fe-13Mn-l ЗС с предела текучести действует одна система скольжения и с ростом деформации при е = 20- 30% происходит переход от скольжения в одной системе к двойникованию Это подтверждается при исследовании прецессии оси монокристаллов, дислокационной структуры до е»20% наблюдается однородное распределение дислокаций скольжения, при £>20% - двойникование и скольжение одновременно Легирование алюминием подавляет деформацию двойникованием в монокристаллах [Т2з] стали Fe-13Mn-2,7A!-l,3C Локализация скольжения при е< 15% (образование плоских скоплений) отвечает за низкую скорость упрочнения на I стадии деформации [l 23] кристаллов, по сравнению с упрочнением при скольжении в стали Fe-13Mn-1 ЗС (рис 36, кривые 1, 2) При переходе к стадии II упрочнение такое же, как при взаимодействии скольжения и двойникования в [l 23] монокристаллах стали Fe-13Mn-l ЗС Показано, что дислокационные листы (области в кристалле с высокой плотностью дислокаций, образующиеся наслоением плоских скоплений и при взаимодействии мультиполей, как правило, совпадают с плоскостями скольжения), которые формируются в стали Fe-13Mn-2,7А1-1,ЗС после 15% деформации и дают такой же вклад в упрочнение, как и двойниковые

границы, поскольку являются сильными препятствиями для движения дислокаций в пересекающихся плоскостях

Экспериментально обнаруженное различие в типе дислокационной структуры [Т2з] монокристаллов при скольжении при 7-ЗООК связано с различной диффузионной подвижностью углерода в сталях Fe-13Mn-l,3C и Fe-13Mn-2,7Al-l,3C Образование однородного распределения дислокаций в стали Fe-13Mn-l,3C при скольжении связано с восстановлением ближнего порядка в процессе пластической деформации из-за высокой диффузионной подвижности углерода при 7*=ЗООК, так, что порядок восстанавливается после прохождения первых пяти дислокаций скольжения в плоскости скольжения, препятствует локализации деформации и образованию плоских скоплений дислокаций В рабоге [5] было установлено, что легирование стали Гадфильда алюминием снижает диффузионную подвижность углерода в аустените Следовательно, восстановление ближнего порядка при деформации при 7*=ЗООК в стали Fe-l3Mn-2,7Al-l,3C не происходит, и образуются мощные плоские скопления дислокаций скольжения

Сравнение свойств [001] монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C показывает, что упрочение имеет близкие значения 0 / О ~ 2 5 * 10~J (рис 36) Скорость деформационного упрочнения [001] и пластичность монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7AI-l,3C такая же, как и при деформации ГЦК металлов на II стадии упрочнения Это связано с тем, что деформация в обоих случаях реализуется скольжением в нескольких системах Образование мощных плоских скоплений дислокаций, мультиполей и их взаимодействие в нескольких системах скольжения определяет высокую скорость упрочнения в [001] монокристаллах Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, а в стали Fe-13Mn-l,3C упрочнение определяется взаимодействием нескольких систем скольжения и двойникования

Стадии динамического возврата при деформации монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l ,ЗС не наблюдается Во-первых, деформация во всех исследуемых ориенггациях на поздних степенях деформации связана с двойникованием, то есть движением частичных дислокаций Шокли а/6<211>, в то время как спад упрочнения на стадии Ш ГЦК кристаллов обусловлен поперечным скольжением винтовых дислокаций а/2<110> и их аннигиляцией Во-вторых, низкие значения энергии дефекта упаковки в стали Fe-13Mn-I,3C обуславливают высокие значения тт начала IH стадии, которые не достигаются при пластической деформации - кристаллы разрушаются на стадии II

В главе 5 «Температурная зависимость вида кривых течения, скорости деформационного упрочнения, механизма деформации - скольжения и двойникования, и разрушения в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7AI-l.3C» рассмотрено влияние температуры деформирования в интервале 7-77-673К на сгадийносгь пластическою течения, коэффициенты деформационного упрочнения, механизм деформации и тип разрушения в монокристаллах сталей Fe-13Mn-l ЗС, Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС В монокристаллах ориентированных вдозь направлений [Т44], [ill] стали Fe-13Mn-l ЗС двойникование обнаружено при деформации в широком интервале температур Т-77-673К Двойникование выступает основным механизмом деформации при Г=77-473К, при этом температура деформации не влияет на коэффициенты деформационного упрочнения как при одиночном, так и при множественном двойниковании (рис 5) Повышение температуры деформации 7>473К сдвигает начало двойникования к большим степеням деформации е > 15%, снижает вклад от двойникования в общую деформацию кристаллов при деформации [T44J кристаллов при Г^ЗООК вклад от сопряженных систем сдвига (скольжения и двойникования) при одиночном двойниковании составлял не более 10% от обшей деформации, в то время как при 7'=673К при £ > 15% двойникование в первичной системе является действующим механиком деформации, но его вклад в удлинение составляет 30% Снижение активности двойникования

при Г>473К в [l 44], [Т1 ]j монокристаллах привело к спаду скорости упрочнения (рис 5) Таким образом, высокую скорость

деформационного упрочнения

поликристаллов стали Гадфильда в рабочем интервале температур (60° +60°С) можно связать с развитием механического двойникования в

широком интервале температур, и двойникование в нескольких системах ответственно за линейное упрочнение с высокими в

В монокристаллах [l23] стали Fe-13Mn-l ЗС и [Oll] кристаллах стали Fe-13Mn-2 7А1-

1 ЗС понижение температуры деформирования Г<ЗООК позволяет уменьшать степень деформации скольжением, предшествующую развитию двойникования, а при температуре 7Ь=77К двойникование развивается с самого начала пластического течения е > 0 5% Деформация и исследование закономерностей упрочнения [Г23] стали Fe-13Mn-l ЗС монокристаллов в высокотемпературной области деформации при 7М>73К показало, что в этом случае двойникование сдвинуто в область больших степеней деформации е>50% Таким образом, изменение температуры деформации позволяет управлять действующим механизмом деформации в монокристаллах [Г2з] стали Fe-13Mn-l ЗС и [Oll] кристаллах стали Fe-13Mn-

2 7А1-1 ЗС активировать двойникование блюхо к пределу текучести при Г<190К или скольжение преимущественно в одной системе при 7>300К Следует отметить, что для деформации монокристаллов стали Гадфильда, ориентированных для одиночного сдвига характерно однородное удлинение до больших степеней деформации £<115% МА Штремель в своей работе [6] на монокристаллах, деформированных растяжением при комнатной температуре, отметил, что большое равномерное удлинение, подавление образования шейки и линейность диаграмм растяжения обусловлены преобладающим действием одной системы скольжения над остальными при любой ориентировке кристалла

На монокристаллах [Т23] стали Fe-13Mn-l ЗС экспериментально показано, что понижение температуры испытания до 243К приводит к образованию плоских скоплений дислокаций при скольжении При 7Ъ=243К диффузионная подвижность углерода в стали Fe-13Мп-1 ЗС становится такой же как при Т^ЗООК в стали Гадфильда с алюминием Сопоставление упрочнения и дислокационных структур при скольжении [l23] кристаллов обеих сталей при Г=(243,300)К позволяет сделать вывод о том, что тип дислокационной структуры определяется тремя факторами Первый - энергия дефекта упаковки, играет определяющую роль в случае упрочнения низкопрочных кристаллов В случае же легирования атомами внедрения и высокой их концентрации в твердом растворе, высокий уровень сил трения rF (второй фактор) даже в сплавах с высокой энергией дефекта упаковки вызывает пленарную дислокационную структуру Третий фактор, формирование ближнего порядка, способствует планарности скольжения, но способность атомов внедрения восстанавливать ближний порядок в процессе деформации может привести к формированию ячеистой дислокационной структуры даже в высоколегированных сплавах внедрения с низкой уцу

Исследования температурной и ориентационной зависимостей картин разрушения в сталях Fe-13Mn-l ЗС, Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС позволяют описать обнаруженный на поликристаллах стали Гадфильда «вязко-хрупкий» переход Переход от вязкого к хрупкому разрушению в монокристаллах Fe-13Mn-l ЗС и Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС сталей происходит при

в 10 30 30 ДО 30 60 ТО 80 90 100110«%

Рисунок 5 Температурная зависимость кривых «напряжение-деформация» при растяжении [144] монокристаллов стали 1<е-13Мл-1 ЗС

низких температурах деформации (рис 6) и обусловлен двумя факторами во-первых, высоким уровнем сил трения при Г<300К благодаря сильной температурной зависимости критических

Рисунок 6 Температурная зависимость однородного удлинения £ -ЫИ„ для стали Fe-l3Mn-1 3С (а) и Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС (б)

скалывающих напряжений и, во-вторых, интенсивным механическим двойникованием, которое при 7*<300К развивается во всех исследуемых ориентациях монокристаллов При этом сочетание этих двух факторов способствует зарождению трещин по границам двойников из-за невозможности передачи сдвига и проникновения вторичных двойников в двойники первичной системы Этому процессу способствует уменьшение толшины двойников при низких температурах деформирования и при больших степенях деформации, за счет уменьшения толщины двойников при раздвойниковании от взаимодействия с двойниками или дислокациями скольжения в сопряженных системах Поскольку толщина двойников мала, передача сдвига через двойник становится невозможной, затупления трещины не происходит и монокристаллы разрушаются хрупко С ростом температуры деформации, толщина двойников возрастает и возможно заггупление вершины трещины за счет дислокационного скольжения и передачи сдвига через двойниковую границу Это делает вершину трещины стабильной и приводит к возникновению вязкого разрушения

При 7>ЗООК вязкий характер разрушения обусловлен, во-первых, снижением активности механического двойникований и, во-вторых, уменьшением уровня деформирующих напряжений Оба этих фактора способствуют релаксации пиковых напряжений в вершинах микротрещин и приводят к вязкому разрушению монокристаллов

В Главе 6 «Локализация пластической деформации при сжатии [ill] монокристаллов сталей Fe-13Mn-1.3C и Fe-T3Mn-2.7Al-l.3C» приведены результаты экспериментальных исследований упрочнения при сжатии монокристаллов сталей Fe-13Mn-1 ЗС и Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС, ориентированных вблизи полюса [ill].

Экспериментальные исследования показали, что при сжатии [ill] кристаллов Fe-13Mn-1 ЗС пластическое течение при е < 5% проходит с близким к нулю коэффициетом упрочнения в-dalde, на этой стадии наблюдаются срывы нагрузки Металлографические исследования поверхности деформированных образцов показывают, что этой стадии упрочнения соответствует образование полос локализованной деформации Образование таких полос делит весь объем кристалла на деформированные и недеформированные области, пластическая деформация сосредоточена в полосах При деформации решетка внутри полос поворачивается таким образом, что фактор Шмида в полосе непрерывно растет, вызывая эффект геометрического разупрочнения в полосе, а вне полос сохраняет свою ориентацию

Рентгенографические исследования и двухследовой анализ показывают, что границы этих сегментов отклонены от плоскостей типа (111) на угол 12° и решетка внутри полос повернута на угол 8-10° относительно матрицы Следовательно, эти полосы являются макроскопическими полосами локализованной деформации При отклонении от точною полюса [ill] на угол 14-17° образование полос локализованной деформации оказывается подавленным, металлографические исследования свидетельствуют о том, что при отклонении на 14° полосы становятся узкими или исчезают совсем Деформация с начала пластического течения проходит во всем объеме образца, при переполировке и травлении вытравливаются две системы двойникования

Как показали эксперимешальные исследования, при сжатии [ill] монокристаллов стали Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС с начала пластического течения на поверхности кристалла можно наблюдать грубые следы скольжения нескольких систем Образование локализованных полос деформации происходит после е = 3%, но носит менее выраженный характер, по сравнению с образованием полос в [ill] монокристаллах Fe-13Mn-1.3C

Исследования дислокационной структуры стали Fe-13Mn-2 7AI-1 ЗС показывают, что легирование алюминием способствует образованию плоских скоплений, а в стали Fe-13Mn-1 ЗС наблюдается однородное распределение дислокаций Известные модели образования макрополос сдвига предполагают, что граница полосы формируется за счет образования барьеров Ломера-Котгрелла при взаимодействии нескольких систем скольжения Следовательно, при однородном скольжение в стали Fe-13Mn-l ЗС легко формируются непрерывные границы полос сдвига, а микролокализация деформации (образование плоских скоплений дислокаций) в стали Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС подавляет образование локализованных полос деформации из-за сложности формирования непрерывной стенки полосы деформации

Выводы

1 Показано, что критические скалывающие напряжения Гцр в кристаллах стали Fe-13Mn-2 7AI-1.3C, легированных алюминием, не зависят от ориентации кристалла в интервале температур 7*=77-673K Физическая причина выполнения закона Боаса-Шмида в монокристаллах Fe-13Mn-2 7AI-1 ЗС связана с высокими значениями энергии дефекта упаковки матрицы Щу=0 050 Дж/м2, деформация на пределе текучести во всех ориентациях реализуется скольжением нерасщепленных дислокаций

2 Экспериментально показано, что в монокристаллах стали Fe-13Mn-l ЗС сочетание высокого уровня сил трения при легировании углеродом (1 Змас %) с низкой энергией дефекта упаковки уду=0 023 Дж/м2 приводит к появлению ориентационной зависимости критических скалывающих напряжений г«р «Жесткие» кристаллы [00l], [l23] имеют более высокие ткр по сравнению с т,р в «мягких» [l44], [ill] монокристаллах. Ориентационная зависимость г*р определяется

• ориентационной зависимостью величины расщепления полной дислокации а/2<110> на частичные дислокации Шокли при г»0 1%, в «мягких» кристаллах дислокации расщеплены сильнее, чем в «жестких»,

• ориентационной зависимостью механизма деформации (скольжение и двойникование) при е»0 5% В «мягких» кристаллах после небольшой деформации скольжением s й 0 5% происходит смена механизма деформации от скольжения к двойникованию, а в «жестких» кристаллах наблюдается скольжение нерасщепленных или слабо расщепленных дислокаций

3 Экспериментально установлена сильная температурная зависимость критических скалывающих напряжений двойникования г* в стали Fe-13Mn-l ЗС в интервале температур Г-77-673К Сильная зависимость г'* (Г) связана с сильной температурной

зависимостью гкр для скольжения, небольшая степень деформации которого необходима для начала деформации двойникованием

4 Экспериментально установлено, чю в [Tu], [Oll] ориентациях стали Гадфильда легирование алюминием подавляет развитие деформации двойникованием при 7"-ЗООК на пределе reкучести и сдвигает его в сюрону больших степеней деформации £ ? 10-15% Показано, что легирование алюминием [ill], [Ol l] монокристаллов стали Гадфильда приводит к развитию пленарного гипа дислокационной структуры плоских скоплений, мультиполей, микрополос сдвига Установлено, что высокие значения коэффициента деформационного упрочнения в [Oll], [l Ii], [00l] кристаллах стали Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС, ориентированных для множественною скольжения, на стадии И линейною упрочнения связаны с взаимодействием скользящих дислокаций с мультиполями и мультиполей друг с другом

5 На основе анализа дислокационных структур при одиночном скольжении в [012], fl23] монокристаллах Fe-13Mn-l ЗС, Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС при s < 20% установлена зависимость коэффициента в от типа развивающейся дислокационной структуры высокие значения в соответствуют однородному распределению дислокаций (сплав Fe-13Mn-l ЗС, Г=300К), переход к пленарному типу структуры при легировании алюминием или при понижении температуры испытания приводит к уменьшению в (сплав Fe-13Mn-2 7AI-1 ЗС при 7"=77-673К, Fe-13Mn-l ЗС при 7<ЗООК)

6 Впервые экспериментально показано, что понижение температуры испытания 7<300К в [123] кристаллах стали Fe-13Mn-l ЗС и [Oll] кристаллов стали Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС уменьшает степень деформации скольжением, предшествующую двойникованию, и при Т<190К двойникование реализуется вблизи предела текучести s < 3% Понижение температуры испытания до 77К в сталях Fe-13Mn-l ЗС, Fe-13Mn-2 7А1-1 ЗС приводит к достижению высокопрочного состояния и к развитию деформации двойникованием при f. > 1% во всех исследуемых ориентациях

7 На [Т44], [Til], [OOI], [Т23] монокристаллах Fe-13Mn-l ЗС, Fe-13Mn-27А1-1 ЗС при деформации растяжением обнаружен переход «хрупкость-вязкость» Экспериментально установлено, что при rclWK достижение высокого уровня прочности и развитие деформации двойникованием приводит к уменьшению пластичности монокристаллов до £ < 12% и обуславливает квазихрупкий характер разрушения Уменьшение уровня деформирующих напряжений и снижение активности механического двойникования при 7>190К способствует релаксации пиковых напряжений в монокристаллах и приводит к увеличению пластичности и вязкому характеру разрушения

8 Показано, что в [Til] кристаллах Fe-13Mn-l ЗС при 7"_ЗООК при сжатии однородное распределение дислокаций при скольжении в нескольких системах одновременно приводит к формированию макроскопических полос сдвига с ранних степеней деформации ь > 1% Границы макрополосы отклонены на небольшой угол (<10°) от плоскостей скольжения {111} вГЦК кристаллах и решетки внутри макрополос повернута относительно матрицы на небольшой угол Экспериментально установлено, что отклонение оси сжатия от точной ориентации [íIi] и легирование алюминием подавляют образование таких полос Физической причиной подавления макролокализации деформации служит переход к планарному скольжению при легировании алюминием, разупрочнение действующих систем скольжения и образование плоских скоплений дислокаций препятствует формированию непрерывной границы локализованных полос и способствует деформации во всем объеме кристалла

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1 Захарова F Г , Киреева И В , Чумляков Ю И , Майер Г Влияние легирования алюминием на механизмы деформационного упрочнения монокристаллов аустенитной стали Гадфильда // Физическая мезомеханика - 2004 - Т 7 - Ч 1 - С 233-236

2 Zakharova Е G , Kireeva I V , Chumlyakov YI, Shul'mina A A , SehitogJu H, Karaman I. The effect of aluminium on mechanical properties and deformation mechanisms of Hadfield steel single crystals // Journal dc Physique IV 2004 - V 115 - P 243-250

3 Киреева И В , Чумляков Ю И, Захарова Е Г, Лузгинова Н В Скольжение и двойникование в монокристаллах аустенитных сталей, упрочненных атомами внедрения // Фазовые и структурные превращения в сталях/Под ред В Н Урцева - Магнитогорск, 2003 - С 193215

4 Захарова Н Г , Шулъмина А А , Назаров К М, Тверское А В Двойникование в <011> монокристаллах стали Гадфильда // Современные проблемы физики, технологии и инновационного развития' Сборник статей молодых ученых, Томск, 2003, С 17-19

5 Чумляков Ю И , Киреева И В , Захарова Е Г, Лузгинова II В, Сехитоглу X, Караман И Деформационное упрочнение и разрушение монокристаллов аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения//Известия ВУЗов Физика -2002 -Т45 - №3 -С 61-72

6 Захарова Е Г , Киреева И В , Чумляков Ю И , Ефименко С П , Сехитоглу X , Караман И Механизмы деформации и деформационное упрочнение монокристаллов стали Гадфильда, легированной алюминием//Доклады академии наук -2002 ~Т 385 ~№3 - С 328-331

7 Захарова Е Г, Киреева И В, Чумляков Ю И Скольжение и двойникование в монокристаллах стали Гадфильда // Современные проблемы физики и технологии Сборник статей молодых ученых, Томск, 2002, С 7-9

8 Захарова Е Г , Киреева И В , Чумляков Ю И, Лузгинова Н В, Литвинова Е И , Сейхитоглу X, Караман И Влияние концентрации атомов внедрения и старения на свойства монокристаллов стали Гадфильда // Физическая мезомеханика - 2001 - Т 4 - №2 - С 7791

9 Чумпякоп Ю И , Киреева И В , Литвинова Е И, Захарова Е Г, Лузгинова Н В, Ефименко С П, Сейхитоглу X, Караман И Двойникование в монокристаллах стали Гадфильда // Доклады академии наук -2000 -Т371 -№ 1 -С 45-48

10 Литвинова F И , Захарова Е Г, Лузгинова Н В , Киреева И В Механизмы деформации и упрочнения монокристаллов стали Гацфильда // Современные проблемы физики и технологии Сборник статей молодых ученых, Изд НТЛ, Томск, 2000, С 22-23

11 Chumlyakov Yu I, Kireeva IV Litvinova E I, Zaharova E G , Luzginova N V, Sehitoglu H, Karaman I Strain Hardening in Single Crystals of Hadfield Steel // The Physics of Metals and Metallography -2000 -V90 -Suppl 1 -PS1-S17

Литература

1 Dastur Y N, Leslie W С Mechanism of work hardening in Hadfield manganese steel // Met Trans A - 1981 - V 12A - P 749-759

2 Owen W S , Grujicic M Strain aging of austemtic Hadfield manganese steel // Acta mater - 1999 -Vol47 -No 1 -P 111-126

3 Adler P H , Olson G В , Owen W S Strain hardening of Hadfield manganese steel // Met Trans A -1986 -V 17A -P 1725-1737

4 Raghavan К S , Sastn A S , Marcinkowski M J Nature of work-hardening behavior in Hadfield manganese steel // Trans of the Met Society of AIME - 1969 - V 245 - P 1569-1575

5 Zuidema В К , Subramanyam D К , Leslie W С The effect of aluminum on the work hardening and wear resistance of Hadfield manganese steel//Met Trans A - 1987 -V 18A -P 1629-1639

6 Штремель M A, Коваленко И А О механизме упрочнения стали Гадфильда // ФММ -1987 -Т63 -Вып 1 -С 172-180

Размножено 100 экз Копировальный центр Св-во ПД-Г№ 526, выдано 23 апреля 1996г г Томск, ул 19-й Гвардейской дивизии, 75 тел 41-34-47

* 16357

PH Б Русский фонд

2006-4 12526

i

/

I

I

Введение

Глава 1. Основные закономерности упрочнения ГЦК материалов при скольжении и двойниковании

1.1. Основные закономерности механического двойниковаиия в ГЦК материалах

1.2. Модели зарождения и роста деформационных двойников

1.3. Механизмы взаимодействия двойниковаиия и скольжения и модели упрочнения при множественном двойниковании

1.4. Влияние легирования на закономерности деформационного упрочнения и тип развивающейся дислокационной структуры ГЦК материалов при скольжении

1.5. Природа деформационного упрочнения стали Гадфильда

Глава 2. Постановка задач. Выбор материала исследования. Методика эксперимента

2.1. Постановка задач исследования. Выбор материала для исследования

2.2. Материал и методика проведения эксперимента

Глава 3. Исследование ориентационной и температурной зависимостей критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустенитной стали Гадфильда Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C

3.1. Температурная и ориентационная зависимости критических скалывающих напряжений в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C

3.1.1. Температурная зависимость г в монокристаллах Fc-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7А1-1.3С

3.1.2. Ориентационная зависимость г и механизма деформации (скольжение, двойникованнс)

3.2. Анализ температурной, концентрационной и ориентационной зависимостей критических скалывающих напряжений в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-1.3C

3.2.1. Анализ температурной и концентрационной зависимостей ткр в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C

3.2.2. Ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений

3.2.2.1. «Нулевая» стадия пластической деформации

3.2.2.2. Ориентационная зависимость первого типа (ориентационная зависимость величины расщепления дислокаций в поле внешних приложенных напряжений)

3.2.2.3. Ориентационная зависимость второго типа (ориентационная зависимость механизма деформации - скольжение/двойникование)

Глава 4. Ориентационная зависимость деформационного упрочнения и дислокационной структуры при растяжении монокристаллов сталей Fc-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-1.3C

4.1. Ориептационная зависимость стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения, механизма деформации и дислокационной структуры монокристаллов [Oil], [Т44], [ill] сталей Fe-13Mn-1.3С, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при растяжении при комнатной температуре

4.1.1. Закономерности упрочнения и дислокационная структура [Oil], [l44], [l ll] монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении ^

4.1.2. Закономерности деформационного упрочнения и взаимосвязь дислокационной структуры и свойств [Oil], [l ll] монокристаллов стали Fe-13Mn- 128 2.7Л1-1.3С при растяжении

4.1.3. Влияние алюминия на механические свойства и скорость деформационного упрочнения [01l], [l 11] монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении

4.2. Ориептационная зависимость стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения и механизма деформации монокристаллов [Т2з], [012], [пз], [00l] сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при растяжении при комнатной температуре ^

4.2.1. Закономерности упрочнения и дислокационная структура [l 23], [012], [ИЗ],

00l] монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении ^

4.2.2. Закономерности упрочпения и дислокационная структура [123], [001] монокристаллов стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при растяжении ^

4.2.3. Влияние алюминия на механические свойства и скорость деформационного упрочнения [l 2з], [001] монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении

Глава 5. Температурная зависимость вида кривых течения, скорости деформационного упрочнения, . механизма деформации - скольжения и двойпиковання, и разрушения в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7А1-1.3С

5.1. Температурная зависимость стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения и механизма деформации монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении

5.2. Температурная зависимость стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения и механизма деформации монокристаллов стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C с алюминием

5.3. Температурная и ориептационная зависимость разрушения в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C и Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при растяжении

Глава 6. Локализация пластической деформации при сжатии [l 11] монокристаллов сталей Fe-13Mn-l.3CnFe-13Mn-2.7Al-l.3C 214 Выводы 228 Список литературы

Одним из приоритетных классов конструкционных материалов являются высокопрочные аустенитные стали с азотом и углеродом, используемые при конструировании оборудования для нефтяной, газовой, горнообрабатывающей промышленности, а также в тяжелом машиностроении. Современная промышленность предъявляет высокие требования к прочности и пластичности используемых материалов. Возможность продолжительной эксплуатации деталей машин и их долговечность во многих случаях связаны с износостойкостью материала, которая определяется Ф способностью материала к наклепу н высокой твердостью. Существует высокомарганцевая аустеннтная сталь, которая при невысокой твердости после закалки обладает высокой износоустойчивостью. Это сталь Гадфильда, названная так по имени своего изобретателя Роберта Гадфильда, который в 1882 году определил ее состав как Fe-13%Мп-1.2%С (мае. %). При относительно невысокой твердости сталь Гадфильда обладает аномально высокой износоустойчивостью при трении с давлением и ударами. Из стали изготавливают зубья ковшей экскаваторов, траки гусениц тракторов и танков, железнодорожные крестовины, детали камнедробилок, то есть те детали, где трение сопровождается ударами и большим давлением [1-8]. ^ Сильное упрочнение стали Гадфильда при пластической деформации может быть связано с образованием мартенсита деформации, однако экспериментальные исследования показали, что даже при больших степенях деформации и при низких температурах деформирования, количество мартенсита не превышает 0,5-1,5%. Такая доля мартенсита не может внести существенного вклада в упрочнение [2,9]. Исследования структуры поликристаллов показали, что при равной степени деформации, блоки мозаики стали Гадфильда дробятся в большей степени, чем в других аустенитных сталях. До сих пор однозначно не установлено, чем это обусловлено. С одной стороны, интенсивным • двойникованием, которое обнаружено в стали Гадфильда при комнатной температуре деформации: двойннки служат препятствием движению дислокаций, и, следовательно, уменьшают эффективный размер зерна, разбивают зерно на более мелкие субзерна, вызывая тем самым измельчение структуры. С другой стороны, углерод в стали Гадфильда оказывается подвижным при температурах выше -25°С, и эффекты деформационного старения способствуют накоплению дислокаций в материале и оказывают более существенный вклад в упрочнение по сравнению с материалами, где атомы внедрения неподвижны [9-14]. Разделить и оценить эффективность вклада в L упрочнение от двойннкования и закрепления дислокаций атомами внедрения в поликристалле не представляется возможным, поскольку при деформации поликристаллического объекта оба эти фактора действуют совместно. Кроме того, деформация поликристаллов осложнена присутствием границ зерен, исходной текстурой и ее эволюцией в процессе пластического течения. В связи с этим представляется актуальным исследование монокристаллов стали Гадфильда, поскольку это позволяет избежать влияния границ зерен и рассмотреть процессы упрочнения в пределах одного зерна, выявить анизотропию механических свойств и механизмов деформации. Сведения о механизмах деформационного упрочнения, роли энергии дефекта упаковки, ориентации кристалла и температуры деформации на упрочнение стали позволят создавать текстурированные материалы с набором заданных свойств и конструировать материалы «по типу стали Гадфильда».

Управление прочностными и пластическими характеристиками требует детального исследования механизмов формирования высокой прочности при твердорастворном упрочнении и пластической деформации. Полученные к данному времени экспериментальные данные свидетельствуют о том, что формирование высокой прочности и пластичности в сплавах с высокой концентрацией атомов внедрения определяется целым рядом факторов. С одной стороны, отличительными чертами деформации аустенитпых сталей с низкой энергией дефекта упаковки уду « 0,02 Дж/м2 и с высокой концентрацией атомов азота и углерода является смена механизма деформации от скольжения к двойникованшо. При этом деформационное упрочнение описывается линейной зависимостью сг(с) и высокой скоростью упрочнения 0 = do/dc. С другой стороны, достаточно активно в настоящее время развивается направление, согласно которому необычайно высокая скорость деформационного упрочнения при деформации стали Гадфильда обусловлена скольжением в условиях высокой концентрации атомов углерода и эффектов закрепления дислокаций атомами углерода, когда они подвижны. Поскольку большая часть исследований механизма деформации двойникованнем проводилась на моно- и поликристаллах нпзкопрочных ГЦК металлов и сплавов, то сложилось мнение о том, что двойнпковапие не может явиться определяющим механизмом деформации грансцентрировапных сплавов, так как проявляется в большинстве случаев при низких температурах Г<300К, после больших степеней деформации £>50% н при высоких скоростях нагружения [15-18]. Изучение монокристаллов гетерофазных сплавов на основе меди, аустенитпых нержавеющих сталей с разной концентрацией азота [18-22] позволило показать, что достижение высокопрочного состояния, повышение предела текучести за счет твсрдорастворного упрочнения и выделения дисперсных частиц в сочетании с низкой энергией дефекта упаковки уЛУ *0,02Дж/м\ может инициировать деформацию двойиикованисм в условиях комнатной температуры, а в некоторых случаях переход от скольжения к двойниковашпо происходит непосредственно после начала пластического течения, без предшествующего макроскопического скольжения. Исследований на монокристаллах аустспитных нержавеющих сталей с высокой и низкой концентрацией азота достаточно для того, чтобы утверждать, что повышение концентрации азота и связанное с этим понижение энергии дефекта упаковки сдвигает начало деформации двойиикованисм в сторону больших температур и меньших степеней деформации. Однако, несмотря па то, что твердорастворное упрочнение углеродом также является эффективным способом достижения высокопрочного состояния, необходимо выяснить, определяет ли легирование углеродом переход от скольжения к двойниковашпо по аналогии с азотом. На монокристаллах стали Гадфильда с концентрацией углерода Сс=1,0 мас.% [22] была экспериментально показана смена механизма деформации от скольжения к двойниковашпо, по не было проведено детального исследования ориентациопной зависимости дислокационной структуры и ее эволюции в процессе пластической деформации. В настоящей работе ставится задача провести исследование механизмов деформационного упрочнения (скольжения и двойпикования), стадийности пластического течения, дислокационной структуры в зависимости от ориентации оси растяжения и температуры деформации в стали Гадфильда с большей концентрацией атомов углерода Сс= 1,3мас.%. Эта задача становится важной, поскольку если двойннкованнс действительно является причиной аномального упрочнения стали, то исследования позволят определить температурный интервал развития деформации двойиикованисм в стали Гадфильда. Известно, что легирование алюминием поликристаллов стали Гадфильда, во-первых, повышает энергию дефекта упаковки и подавляет деформацию двойиикованисм па ранних степенях деформации, а уровень прочностных свойств на пределе текучести при этом не изменяется [23]. Это позволит выяснить роль двойпикования в деформационном упрочнении. Кроме того, добавление алюминия в состав поликристаллов стали Гадфильда снижает диффузионную подвижность углерода и сдвигает область деформационного старения к более высоким температурам. Эксперименты на монокристаллах позволят исследовать деформацию скольжением, когда атомы углерода закреплены в матрице, н сравнить эффективность упрочнения со сталыо без алюминия, когда эффекты динамического старения вносят свой вклад в деформацию.

Вышеизложенные аргументы позволили сформулировать постановку задач исследования, выбор сплавов и методов исследования. Представленные в работе исследования преследуют цель выяснить ряд вопросов: влияние повышения концентрации атомов углерода до 1.3мас.%, величины энергии дефекта упаковки и высокого уровня деформирующих напряжений от твердорастворного упрочнения углеродом па проявление механического двойниковапия в стали Гадфильда, особенности деформационного упрочнения, тип развивающейся дислокационной структуры, характер разрушения. С этой целыо для исследования были выбраны монокристаллы различных оринтировок стали Гадфильда классического состава Fe-13Mn-1.3C и модифицированной алюминием стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C (мас.%). Легированием алюминием предполагалось повысить энергию дефекта упаковки и подавить деформацию двойпикованием в стали Гадфильда.

Кроме того, в аустенитпых нержавеющих сталях с низкой энергией дефекта упаковки и концентрацией азота Сы>0.7% обнаружено отклонение от закона Боаса-Шмида и появление орнентационпой зависимости критических скалывающих напряжений [18,22]. Предполагается, что сочетание высокого уровня сил трения за счет твердорастворного упрочнения и низкой уду приведет к появлению нешмидовских эффектов в стали

Гадфильда, связанных с воздействием поля внешних напряжений на величину расщепления полной дислокации а/2<110> на частичные дислокации Шокли а/6<211> н, в некоторых случаях, со сменой механизма деформации от скольжения к двойникованию с ранних степеней деформации. Л последующее повышение энергии дефекта упаковки при легировании алюминием приведет к снятию этого эффекта за счет того, что расщепление дислокаций будет слабым.

Экспериментальные исследования прочностных и пластических свойств монокристаллов сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C позволили получить ряд новых, не отмеченных ранее данных. Впервые показано, что критические скалывающие напряжения в кристаллах стали Гадфильда, легированных алюминием, не зависят от ориентации кристалла в интервале температур 7!=77-673К. Причина выполняемости закона Боаса-Шмида связана с увеличением энергии дефекта упаковки матрицы при легировании алюминием и с подавлением ориептационной зависимости величины расщепления дислокаций и механизма деформации па пределе текучести. Экспериментально установлена сильная температурная зависимость критических скалывающих напряжений двойниковапия г^ в стали Гадфильда в интервале температур Т=77-673К, которая связана с сильной температурной зависимостью г для скольжения, предшествующего двойникованию. Впервые показано, что легирование алюминием стали

Гадфильда подавляет развитие деформации двойпиковапием при Г=300К на ранних стадиях деформации и приводит к развитию планарного типа дислокационной структуры: плоских скоплений, мультиполей, микрополос сдвига. На монокристаллах Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при деформации растяжением обнаружен переход «хрупкость-вязкость» во всех исследованных ориентациях. Установлено, что механизм разрушения и величина однородного удлинения до разрушения (пластичность) определяются температурой испытания и механизмом деформации (скольжение и двойникование). Показано, что в [ill] кристаллах Fe-13Mn-l,3C при Г=300К при деформации сжатием с ранних стадий деформации наблюдается образование макроскопических полос сдвига. Отклонение оси сжатия от ориентации [l 11] и легирование алюминием приводят к подавлению локализации деформации.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Влияние величины энергии дефекта упаковки на ориентационную зависимость критических скалывающих напряжений: отсутствие ориептационной зависимости ткр в кристаллах Fe-13Mn-2.7Al-l.3C с высокой уду»0,05Дж/м, существование ориептациониой зависимости гкр в стали Fe-13Mn-1.3C с низкой энергией дефекта упаковки уду « 0,023 Дж/м . Ориептационная зависимость тКр в стали Fe-13Mn-1.3C обусловлена ориептационной зависимостью величины расщепления дислокаций в ноле внешних напряжений и ориептационной зависимостью механизма деформации -скольжения и двойникования.

2. Экспериментально обнаруженное влияние легирования алюминием монокристаллов стали Гадфильда на тип развивающейся при скольжении дислокационной структуры. Формирование однородной дислокационной структуры при скольжении в стали Fe-13Mn-1.3С с низкой уд у, обусловленное восстановлением ближнего порядка в процессе пластического течения. Образование планарной дислокационной структуры - плоских скоплений дислокаций, мультиполей, в стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C с высокой уду, связанное со снижением диффузионной подвижности углерода и подавлением процессов восстановления ближнего порядка в процессе пластического течения.

3. Экспериментально установленные закономерности двойникования в монокристаллах сталей Fe-13Mn-2.7Al-1.3C, Fe-13Mn-1.3C с разной энергией дефект упаковки. Широкий температурный интервал двойникования 7Ь77-673К в высокопрочных монокристаллах стали Fe-13Mn-1.3C с низкой уду и взаимосвязь упрочнения с числом действующих систем двойникования - высокий коэффициент деформационного упрочнения при множественном двойникованни. Подавление двойникования на ранних стадиях деформации монокристаллов стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при 7К300К за счет повышения энергии дефекта упаковки при легировании алюминием и развитие двойникования во всех исследуемых ориентациях при низких температурах деформации Г<190К.

4. В монокристаллах сталей Fe-13Mn-2.7Al-1.3C, Fe-13Mn-1.3C всех исследуемых ориентации обнаружен переход «хрупкость-вязкость». Понижение пластичности и квазихрупкие картины разрушения при Г<190К связаны с сильной температурной зависимостью критических скалывающих напряжений и интенсивным развитием

Ф двойникования. При 7>190К увеличение пластичности и вязкий характер разрушения обусловлен снижением уровня деформирующих напряжений и возможностью релаксации пиковых напряжений в кристаллах.

5. Установленные на основе экспериментальных исследований особенности образования макроскопических полос сдвига при сжатии [l ll] кристаллов сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-I3Mn-2.7Al-I.3C. Формирование макрополос локализованной деформации за счет однородного распределения дислокаций скольжения и их взаимодействия в нескольких системах одновременно в [ill] кристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C. Экспериментальное доказательство подавления локализации при легировании алюминием и отклонении оси кристалла от точного полюса в [ill] кристаллах стали Гадфильда, обусловленное образованием плоских скоплений дислокаций, которые препятствуют образованию непрерывных границ полос.

Выводы

Показано, что критические скалывающие напряжения 7"кр в кристаллах стали Fe-13Mn-2.7Л1-1.3С, легированных алюминием, не зависят от ориентации кристалла в интервале температур Г=77-673К. Физическая причина выполнения закона Боаса-Шмида в монокристаллах Fe-13Mn-2.7Al-l.3C связана с высокими значениями энергии дефекта упаковки матрицы ^у=0.050 Дж/м2, деформация на пределе текучести во всех ориентацнях реализуется скольжением нерасщепленных дислокаций.

Экспериментально показано, что в монокристаллах стали Fe-13Mn-1.3C сочетание высокого уровня сил трения при легировании углеродом (1.3мас.%) с низкой энергией дефекта упаковки /ду=0.023 Дж/м2 приводит к появлению ориентационпой зависимости критических скалывающих напряжений гкр. «Жесткие» кристаллы [OOl], l23] имеют более высокие гк р по сравнению с гкр в «мягких» [l 44], [ill] монокристаллах. Ориентациоиная зависимость гкр определяется:

• ориентационпой зависимостью величины расщепления полной дислокации а/2<110> на частичные дислокации Шокли при s «0.1%, в «мягких» кристаллах дислокации расщеплены сильнее, чем в «жестких»;

• ориентационной зависимостью механизма деформации (скольжение и двойникование) при с«0.5%. В «мягких» кристаллах после небольшой деформации скольжением с < 0.5% происходит смена механизма деформации от скольжения к двойникованшо, а в «жестких» кристаллах наблюдается скольжение нерасщепленных или слабо расщепленных дислокаций.

Экспериментально установлена сильная температурная зависимость критических скалывающих напряжений двойпикования т^ в стали Fe-13Mn-1.3C в интервале температур Г=77-673К. Сильная зависимость тдквр(Т) связана с сильной температурной зависимостью гкр для скольжения, небольшая степень деформации которого необходима для начала деформации двойникованием.

Экспериментально установлено, что в [ill], [Oil] ориситациях стали Гадфильда легирование алюминием подавляет развитие деформации двойникованием при Г=300К на пределе текучести и сдвигает его в сторону больших степеней деформации гг>10-И5%. Показано, что легирование алюминием [Til], [Oil] мопокристаллов стали Гадфильда приводит к развитию нланарного типа дислокационной структуры: плоских скоплений, мультпполей, микрополос сдвига. Установлено, что высокие значения коэффициента деформационного упрочпсния в [Oil], [l ll], [OOl] кристаллах стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C, ориентированных для множественного скольжения, на стадии II линейного упрочнения связаны с взаимодействием скользящих дислокаций с мультнполями и мультиполсй друг с другом.

5. На основе анализа дислокационных структур при одиночном скольжении в [012], [123] монокристаллах Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при с < 20% установлена зависимость коэффициента 0 от типа развивающейся дислокационной структуры: высокие значения 0 соответствуют однородному распределению дислокаций (сплав Fe-13Mn-1.3C, 7КЗООК), переход к планарному типу структуры при легировании алюминием или при понижении температуры испытания приводит к уменьшению О (сплав Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при Г=77-673К, Fe-13Mn-1.3C при Г<300К).

6. Впервые экспериментально показано, что понижение температуры испытания Г<300К в [123] кристаллах стали Fe-13Mn-1.3C и [Oil] кристаллов стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C уменьшает степень деформации скольжением, предшествующую двойникованию, и при Т<190К двойниковапие реализуется вблизи предела текучести гг<3%. Понижение температуры испытания до 77К в сталях Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-1.3С приводит к достижению высокопрочного состояния и к развитию деформации двойникованием при с > 1% во всех исследуемых орнептациях.

7. На [Г44], [Til], [OOl], [Г23] монокристаллах Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при деформации растяжением обнаружен переход «хрупкость-вязкость». Экспериментально установлено, что при Г<190К достижение высокого уровня прочности и развитие деформации двойникованием приводит к уменьшению пластичности монокристаллов до гг<12% и обуславливает квазихрупкий характер разрушения. Уменьшение уровня деформирующих напряжений и снижение активности механического двойникования при 7>190К способствует релаксации пиковых напряжений в монокристаллах и приводит к увеличению пластичности н вязкому характеру разрушения.

8. Показано, что в [ill] кристаллах Fe-13Mn-1.3C при Г=300К при сжатии однородное распределение дислокаций при скольжении в нескольких системах одновременно приводит к формированию макроскопических полос сдвига с ранних степеней деформации гг>1%. Границы макрополосы отклонены на небольшой угол от плоскостей скольжения {111} в ГЦК кристаллах н решетка внутри макрополос повернута относительно матрицы па небольшой угол. Экспериментально установлено, что отклонение оси сжатия от точной ориентации [l 11] 11 легирование алюмиппем подавляют образование таких полос. Физической причиной подавления макролокализацин деформации служит переход к планарному скольжению при легировании алюминием, разупрочнение действующих систем скольжения п образование плоских скоплений дислокаций препятствует формированию непрерывной границы локализованных полос и способствует деформации во всем объеме кристалла.

1. The encyclopedia of materials: science and technology - Pergamon, 2001. - 10000 p.

2. Штрсмель M.A. Прочность сплавов. М.:МИСИС, 1997. -4.1,2.- 527 с.

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

4. Austenitic manganese steel/Revised by Sabramanyam D. K., Swansiger A. E., Avery H. S. -pp. 822-840.

5. Вольтова Т.Ф. Высокомаргапцевнстые стали и сплавы. М.:Металлургия, 1988. 344 с.

6. Новомейский Ю.Д., Глазков В.М. Высокомаргаицевая аустеиитиая сталь Г13Л. Вопросы износостойкости. М.:Металлургия, 1969.- 100с.

7. Давыдов Н.Г. Высокомаргацевая сталь. М.:Металлургия, 1979. 176с.

8. Вязников Н.Ф. Легированная сталь. М.:Металлургиздат, 1963. 271 с.

9. Штремель М.А., Коваленко И.А. О механизме упрочнения стали Гадфильда // ФММ. -1987. Т.63. - Вып. 1. - С. 172-180.

10. Филиппов М.А. Стали с метастабильиым аустеиитом. М:Мир, 1988.-424 с.

11. Dastur Y.N., Leslie W.C. Mechanism of work hardening in Iladfield manganese steel// Met. Trans. A. 1981. - V.12A. - pp.749-759.

12. Owen W.S., Grujicic M. Strain aging of austenitic Hadfield manganese steel // Acta mater. -1999. Vol.47. - No. 1. - pp. 111 -126.

13. Adler P.I I., Olson G.B., Owen W.S. Strain hardening of Hadfield manganese steel// Met. Trans. A.- 1986. V.17A.-pp.1725-1737.

14. Raghavan K.S., Sastri A.S., Marcinkowski M.J. Nature of work-hardening behavior in Hadfield manganese steel //Trans, of the Met. Society of AIME. 1969. - V.245. - pp. 1569-1575.

15. Christian J.W., Mahajan S. Deformation twinning // Progress in material science. 1995. -V.39. -pp.1-157.

16. Narita N., Takamura J. Deformation twinning in fee and bcc metals // Dislocations in Solids. -1992. V.9. - pp.135-189.

17. Narita N., Takamura J. Deformation twinning in silver- and copper-alloy crystals // Scripta metal. 1975. - Vol.9. - pp.1001-1028.

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

19. Есппспко В.Ф. Закономерности деформационного упрочнения и эффектов сверхэластичиости прн двойпиковаиии и скольжении монокристаллов Си-А1-Со с иекогерентпымн частицами: Дис. .каид. физ.-мат. наук.-Томск, 1985.-263 с.

20. Ли Л. М. Закономерности скольжения и двойниковапия в дисперсионно-твсрдсющих монокристаллах сплавов Cu-Ti-Al: Дис. .канд. физ.-мат. паук. Томск, 1987. -255 с.

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

22. Литвинова Е.И. Механизмы деформации высокопрочных монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда: Дис. .канд. физ.-мат. паук. Томск, 2000. -303 с.

23. Zuidcma В.К., Subramanyam D.K., Leslie W.C. The effect of aluminum on the work hardening and wear resistance of Hadfield manganese steel // Met. Trans. A. 1987. - V.18A. - pp. 16291639.

24. Классен-Нсклюдова M.B. Механическое двойниковапие кристаллов. М.:Из-во АН СССР, 1960.-261 с.

25. Кап Р.У., Хаазсп П. Физическое металловедение. М:Металлургия. - 1987. - Т.З. - 662 с.

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

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

28. Фридсль Ж. Дислокации. М:Мир. - 1967. - 634 с.

29. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М:Атомиздат. - 1972. - 600с.

30. Вишняков Я.Д., Бабарэко А.А., Владимиров С.А., Эгиз И.В. Теория образования текстур в металлах и сплавах. -М.:Наука. 1979. - 343с.

31. Урусовская А.А. Образование областей с переориентированной решеткой при деформации моио- и поликристаллов // Некоторые вопросы физики пластичности кристаллов. №3.-Москва, 1960. - С.12-67.

32. Paris H.G., LeFevrc B.G. Deformation twinning in ordered CuPt // Mat.Res.Bull. 1972. - V.7. -pp.1109-1116.

33. Boiling G.B. Richman R.H. Continual mcchanical twinning // Acta Met. 1965. - V.13. -pp.709-757.

34. Hansson В., Barnes R. S. On order twinning in AuCu // Acta Met. 1964. - V.12. - pp.315319.

35. Calm R.W., Coll J.A. Twinning in iron-aluminium alloys // Acta Met. 1961. - V.9. - pp. 138148.

36. Murr L.E., Trillo E.A., Bujanda A.A., Martinez N.E. Comparison of residual microstructures associated with impact craters in fee stainless steel and bcc iron targets: the microtwin versus microband issue // Acta Mat. 2002. - V.50. -pp. 121-131.

37. Niewczas M., Englcr О., Embury J.D. The reerystallization of copper single crystals deformed at 4.2K // Acta Mat. 2004. - V.52. -pp.539-552.

38. Kawazoe II., Niewczas M. Dislocation microstructures and surface morphology in fatigued fine-grained copper polycrystals // Phil. Mag. 2004. - V.84. - No.3-5. - pp.381-399.

39. Chiba A., Li X.G., Kim M.S. High work-hardening rate and deformation twinning of Co-Ni-based superalloy at elevated temperatures // Phil. Mag. A. 1999. - V.79. - No.7. - pp. 15331554.

40. Byun T.S., Hashimoto N., Farrell K. Temperature dependence of strain hardening and plastic instability behaviors in austenitic stainless steels // Acta Materilia. 2004. - V.52. — pp.38893899.

41. Byun T.S., Lee E.H., Hunn J.D. Plastic deformation in 316LN stainless steel characterization of deformation microstructures // Journal of Nuclear Materials. - 2003. - V.321. - pp.29-39.

42. Gray III G.T. Deformation twinning in Al-4.8%Mg // Acta met. -1988. V.36. - No.7.- pp. 1745-1754.

43. Rohatgi A., Vecchio K.S., Gray III G.T. A metallographic and quantative analisis of the influence of stacking fault energy on shock-hardening in Cu and Cu-Al alloys // Acta mater. -2001. V.49. - pp.427-438.

44. Szczerba M.S., Bajor Т., Tokarski T. Is there a critical resolved shear stress for twinning in face-centred cubic crystals? // Phil. Mag. 2004. - V.84. - No.3-5. - pp.481-502.

45. Szczerba M.S. On the behavior of mechanical twinning in Cu-Al single crystals // Materials Science and Engineering A. 1997. - V.234-236. - pp. 1057-1061.

46. Grassel O., Kriiger L., Frommeyer G., Meyer L.W. High strength Fe-Mn-(Al,Si) TRIP/TWIP steels development properties — application // International Journal of Plasticity. - 2000. -V.16. -pp.1391-1409.

47. Liao X.Z., Zhou F., Lavernia E.J., He D.W., Zhu Y.T. Deformation twins in nanocrystalline A1 // Applied physics letters. 2003. - V.83. - No.24. - pp.5062-5064.

48. Liao X.Z., Zhao Y.H., Srinivasan S.G., Zhu Y.T., Valiev R.Z., Gunderov D.V. Deformation twins in nanocrystalline copper at room temperature and low strain rate // Applied physics letters. 2004. - V.84. - No.4. - pp.592-594.

49. Chen M., Ma E., Hemker K.J., Sheng H., Wang Y., Cheng X. Deformation twinning in nanocrystalline aluminum // Science. 2003. - V.300. - pp. 1275-1277.

50. Yao Z., Schiiublin R., Victoria M. Tensile properties of irradiated Cu single crystals and their temperature dependence // Journal of Nuclear Materials. -2004. V.329-333. - pp.1127-1132.

51. Weiner D. Mechanical twinning in Cu single crystals // Acta metallurgica. 1972. - V.20. -pp.1235-1239.

52. Thornton P.R., Mitchell Т.Е. Deformation twinning in alloys at low temperature // Phil. Mag. -1962. V.7. - No.6. - pp.361-375.

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

54. Narita N., Vmemodo Т., Takamura J., Jamamoto A. The unelastic effects due to deformation twins in Cu-Ge alloys crystals // J. Japan Inst. Metals. 1978. - V.42. - No. 12. - pp.11901199.

55. Meyers M.A., Vohringer O., Lubarda V.A. The onset of twinning in metals: a constitutive description // Acta mater. 2001. - V.49. - pp.4025-4039.

56. Ramaswami B. Deformation twinning in face-centered cubic crystals // Journal of applied physics. 1965. - V.36. - No.8. - pp.2569-2570.

57. Nolder R.I., Thomas G. Mechanical twinning in nickel // Acta met. 1963. - V.l 1. - No.8. -pp.994-995.

58. Дислокации и механические свойства кристаллов / Под ред. Классеи-Нсклюдовой М.В. и Индсбома B.JI. М.:Из-во Иностранной литературы, 1960. - 552с.

59. Демирский В.В., Компнк C.II. Механическое двойникование в меди на- твердых растворах Cu-Al // ФММ. 1979. - Т.47. - Вып. 1. - с. 194-201.

60. Киресва И.В., Чумляков Ю.И., Лузгинова Н.В. Скольжение и двойникование в монокристаллах аустеиитных нержавеющих сталей с азотом // ФММ. 2002. - Т.94. -№5. -С.92-104.

61. Venables J.A. The electron microscopy of deformation twinning // J. Phys. And Chem. Solids. -1964. V.25. - No.7. - pp.685-692.

62. Venables J.A. The nucleation and propagation of deformation twinning // J. Phys. And Chem. Solids. 1964. - V.25. - No.7. - pp.693-700.

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

64. Fujita H., Mori T. A formation of deformation twins in FCC materials // Scripta metal. 1975. -V.9.-pp.631-636.

65. Mahajan S., Chin G.Y. Formation of deformation twins in FCC metals // Acta Met. 1973. -V.21. -No.10. -pp.1353-1363.

66. Pirouz P., Hazzledine P. Cross-slip and twinning in semiconductors // Scripta Mater. 1991. -V.25.-pp.1167-1172.

67. Pirouz P. Deformation twinning in bulk and thin film semiconductors // Twinning and Advanced Materials / Edited by You M. II. and Wutting M. The Minerals, Metals and Material Society, 1994. pp.275-295.

68. Lagerlof K.P.D., Castaing J., Pirouz P., Heuer A.II. Nucleation and growth of deformation twins: a perspective based on the double-cross-slip mechanism of deformation twinning // Phil. Mag. A. 2002. - V.82. - No. 15. - pp.2841-2854.

69. He A., Lagerlof K.P.D., Castaing J., Heuer A.II. Considerations of the double-cross-slip mechanism for basal and rhombohedral twinning in sapphire (а-А^Оз) // Phil. Mag. A. 2002. - V.82. - No. 15. - pp.2855-2867.

70. Weertman J., Weertman J.R. Elementary dislocation theory. New York:Oxford University Press., 1992.- pp. 135-189.

71. Remy L. Twin-twin interaction in FCC crystals // Scripta Met. 1977. - Vol.11. - pp. 169-172.

72. Remy L. The interaction between slip and twinning systems and the influence of twinning on the mechanical behavior of fee metals and alloys // Metallurgical Transaction A. 1981. -V. 12Л. - pp.387-408.

73. Remy L. Kinetics of FCC deformation twinning and its relationship to stress-strain behaviour // Acta metal. 1978. - V.26. - pp.443-451.

74. MuIIner P., Romanov A.E. Internal twinning in deformation twinning // Acta mater. 2000. -V.48. - pp.2323-2337.

75. Mullner P., Solenthaler C., Speidel M.O. The intersection of deformation twins // Twinning in Advanced materials. 1994. - pp. 483-490.

76. Mullner P. On the ductile to brittle transition in austenitic steel // Mater. Science and Engineering. 1997. - V.A234-236. - pp.94-97.

77. Mullner P., Solenthaler C. On the effect of deformation twinning on defect densities // Mater. Science and Engineering. 1997. - V.A230. - pp. 107-115.

78. Cahn J.W. Thermodynamic and structural changes in deformation twinning of alloys // Acta Met.-1977.-V.25. pp.1021-1026.

79. Бернер P, Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. М.:Мир, 1969. -272с.

80. Набарро Ф.Р., Базинский З.С., Холт Д.Б. Пластичность чистых монокристаллов. -М.:Металлургия, 1967.- 214 с.

81. Панин В.Е., Дударсв Е.Ф., Бушнев J1.C. Структура и механические свойства твердых растворов замещения. М:Металлургия, 1971.-205 с.

82. Гольдшмидт Х.Дж. Сплавы внедрения. М:Мир, 1971.-424 с.

83. Kuhlmann-Wildorf D. Advancing towards constitutive equations for the metal industry via the LEDS theory // Met. And Mat. Trans. A. 2004. - Vol.35 A. - pp.369-418.

84. Kuhlmann-Wildorf D. Theory of Plastic deformation: properties of low energy dislocation structures // Mater. Science and Engineering. - 1989. - V.A113. - pp. 1-41.

85. Sun Ig Hong, Laird C. Mechanisms о slip mode modification in FCC solid solutions // Acta metall. Mater. 1990. - V.38. -No.8. - pp.l581-1594.

86. Дударев Е.Ф., Корниенко Jl.A., Бакач Г.П. Влияние энергии дефекта упаковки на развитие дислокационной субструктуры, деформационное упрочнение и пластичность ГЦК твердых растворов//Изв. ВУЗов. Физика. 1991.-Т.34. - №3.-с.35-46.

87. Jackson P.J. Dislocation modeling of shear in fee crystals // Progress in Materials Scicnce. -1985.-V.29. -pp.139-175.

88. Волосевич П.10., Гриднев B.H., Петров Ю.Н. Влияние углерода на энергию дефекта упаковки аустенита в марганцевых сталях // ФММ. 1975. - Т.40. - Вып. 3. - С.554-559.

89. Гаврнлюк В.Г., Дузь В.А., Ефнменко С.П., Квасневскнй О.Г. Взаимодействие атомов углерода и азота с дислокациями в аустепитс // ФММ. 1987. - Т.64. - Вып.6. - С.1132-1135.

90. Родионов В.П., Любимов М.Г., Мпшутин Е.А., Степанова II.II., Смирнов Л. Сегрегация примесей на свободной поверхности стали Гадфильда при нагреве // ФММ. 1989. -Т.68.- Вып. 5.-С.910-915.

91. Copley S.M., Kear В.И. The dependence of the width of a dissociated dislocation on dislocation velocity // Acta Met. 1968. - V. 16. - No.2. - p.231 -237.

92. Горелик C.C., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенография и электронно-оптический анализ. М.:МИСИС, 2002. - 358 с.

93. Мнркин Л.И. Рентгеиоструктурпый контроль машиностроительных материалов -М.:Машнпостроеппе, 1979. 134 с.

94. Томас Г., Горппдж М.Дж. Просвечивающая электронная микроскопия материалов. -М.:11аука, 1983.-317 с.

95. Хирш П., Хови Ф., Николеон Р., Уэлап М. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.:Мпр, 1968.-574 с.

96. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. -М.:Металлургия, 1973. 583 с.

97. Williams D.B., Carter С.В. Transmission electron microscopy: a textbook for materials science. New York:Plenum Press, 1996. - 730 p.

98. Бушнев Л.С., Колобов Ю.Р., Мышляев М.М. Основы электронной микроскопии. -Томск:Из-во ТГУ, 1990.-218 с.

99. Зайдель А.Н. Элементарные оценки ошибок измерения. М.:11аука, 1968. - 96с.

100. Тойберт П. Оценка точности результатов измерений. М.:Энергоатомиздат, 1988. -88с.

101. Гаврилюк В.Г., Смук С.Ю., Ягодзинский Ю.Н. Механизмы низкотемпературного упрочнения хромникельмаргапцевых азотсодержащих сталей // Высокоазотистые стали: Труды конференции. Киев, 1990. С. 98-105.

102. Robinson J.M., Shaw М.Р. Microstructural and mechanical influences on dynamic strain aging fenomena // International Materials reviews. 1994. - V.39. - No.3. - pp.113-122.

103. Суховаров В.Ф. Исследование деформационного старения, процессов выделения новых фаз и влияния их па свойства ряда аустеиитпых сплавов: Дне. .доктора, физ.-мат. наук.-Томск, 1973.-563 с.

104. Бабич В.К., Гуль Ю.П., Долженков И.Е. Деформационное старение сплавов. -М.'Металлургия, 1972. 320с.

105. Picu R.C. Л mechanism for the negative streinOratc sensitivity of dilute solid solutions // Acta materialia. 2004. - V.52. - pp.3447-3458.

106. Picu R.C., Zhang D. Atomistic study of pipe diffusion in Al-Mg alloy // Acta materialia. -2004.-V.52.-pp.161-171.

107. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Коротаев А.Д. Пластическая деформация монокристаллов аустенитной нержавеющей стали, упрочненной азотом. I. Ориентацнонная н температурная зависимость критических скалывающих напряжений // ФММ. 1992. - №4. - с. 153-160.

108. Кпреева И.В., Чумляков Ю.И., Лузгннова II.В. Ориентацнонная зависимость критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Fe-26Cr-32Ni-3Mo с азотом // ФММ. 2002. - Т.93. - №4. - с.88-98.

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

110. Захарова Е.Г., Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Ефимепко С.П., Сехитоглу С.П., Караман И. Механизмы деформации и деформационное упрочнение монокристаллов стали Гадфильда, легированной алюминием // ДАН. 2002. - Т. 385. - № 3. - с. 328-331.

111. Бащеико Л.П., Белоусов Г.С., Омельчепко Л.В., Сопшиков В.И., Голиков В.Л. Упрочнение высокомарганцевого аустепита азотом // Высокоазотистые стали: Труды конференции.-Киев, 1990, С. 106-118.

112. Uggowitzer P.J., Harzenmoser М. Strengthening of austenitic stainless steel by nitrogen // High nitrogen steel: proceedings of the international conference. Lille, France, 1988. pp. 174179.

113. Бугаев B.H., Гаврилюк В.Г., Надутов В.М., Татарепко В.Л. Взаимодействие и распределение атомов в ГЦК сплаве Fe-Mn-C // ДЛН СССР. 1986. - Т.288. - №2.• С.362-365.

114. Грузин П.Л., Родионов ЮЛ., Ли Ю.А. Перераспределение атомов углерода в субмнкрообъемах сталей // ФММ. 1975. - Т.39. - Вып.6. - С. 1211-1217.

115. Бугаев B.II., Гаврилюк В.Г., Надутов В.М., Татарепко В.А. Распределение углерода в сплавах Fe-Ni-C и Fe-Mn-C с ГЦК решеткой // ФММ. 1989. - Т.68. - Вып.5. - С.931-940.

116. Karaman I., Sehitoglu Н., Beaudoin A.J., Chumlyakov Yu.I., Maier H.J., Tome C.N. Modeling the deformation behavior of Hadfield steel single and polycrystals due to twinning and slip // Acta mater. 2000. - V.48. - pp.2031 -2047.

117. Karaman I. The competing effects of slip and twinning on the deformation of Hadfieldmanganese steel single and polycrystals: PhD Thesis Urbana, Illinois, 2000. -215 c.

118. O.B. Иванова, Ю.И. Чумляков, С.П. Ефнменко. Дислокационная модель орпептацнонной зависимости и ассиметрнн критических скалывающих напряжений монокристаллов аустенитной нержавеющей стали, упрочненной азотом // Металлы. -1998,-№26.- С.68-73.

119. O.V.Ivanova, Chumlyakov Yu.I. Solid solution hardening of austenitic stainless steel single crystals with high nitrogen content // ISIJ International. V.36. - No. 12. - pp. 1494-1499.

120. Goodchild D., Roberts W.T., Wilson D.V. Plastic deformation and phase transformation in texured austenitic stainless steel//Acta met. 1970. -V.18. - pp. 1137-1145.

121. Byun T.S. On the stress dependence of partial dislocation separation and deformation microstructure in austenitic stainless steel//Acta mater.-2003.-V.51.- pp. 3063-3071.

122. Nembach E. Hardening by coherent precipitates having a lattice mismatch: the effect of dislocation splitting// Scripta Metallurgica. 1984. - V. 18. - pp. 105-110.

123. Ссйхитоглу X., Карамаи И. Влияние концентрации атомов внедрения и старения на свойства монокристаллов стали Гадфильда // Физическая мезомехаипка. 2001. - Т.4. -№2. - С.77-91.

124. Canadinc D., Sehitoglu Н., Maier II.J., Chumlyakov Y.I. Strain hardening behavior of aluminum alloyed Hadfield steel single crystals // Acta mater. 2005. - V.53. - pp. 1831 -1842.

125. Чумляков 10.И., Кнреева И.В., Ефимепко С.П., Иванова О.В., Коротаев А.Д., Ченель Е.В. Пластическая деформация высокоазотистых монокристаллов аустенитной• нержавеющей стали // ДА11. 1995. - Т.340. - № 4. - с. 486-489.

126. Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V., Litvinova E.I., Zaharova E.G., Luzginova N.V., Sehitoglu

127. H., Karaman I, Strain Hardening in Single Crystals of Hadfield Steel // The Physics of Metals and Metallography. 2000. - V.90. - Suppl. 1. - pp.S 1 -S17.

128. Захарова Е.Г., Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Майер Г. Влияние легирования алюминием па механизмы деформационного упрочнения монокристаллов аустенитной стали Гадфильда // Физическая мезомехапика. 2004. - Т.7. - Ч. 1. - С.233-236.

129. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Литвинова Е.И., Захарова Е.Г., Лузгинова II.В., Ефименко С.П., Ссйхитоглу X., Караман И. Двойниковаиие в монокристаллах стали Гадфильда // Доклады академии наук. 2000. - Т.371. 1. - С.45-48.

130. Wang Z. Cyclic deformation response of planar-slip materials and a new criterion for the wavy-to-planar-slip transition // Philosophical Magazine. 2004. - V.84. - No.3-5. - pp.351379.Ь

131. Дударсв Е.Ф., Корниенко Л.Л., Бакач Г.П. Влпяиие энергии дефекта упаковки па развитие дислокационной субструктуры, деформационное упрочпеппе и пластичность ГЦК твердых растворов // Изв. ВУЗов. Физика. 1991. - Т.34. - №3. - С.35-46.

132. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. М.: Металлургия, 1984.-280 с.

133. Robinson J.M., Shaw М.Р. Microstructural and mechanical influences on dynamic strain aging fenomena // International Materials reviews. 1994. - V.39. - No.3. - pp.113-122.

134. Neuhauser H. Plastic instabilities and deformation of mctals/Dcfects and Materials Instabilities. Academic Pablishcrs, 1990. pp. 241-276.

135. Muhlhaus II.-B. Continuum Models for Materials with microstructure/Continium models for materials with microstructure. John Willey&Sons Ltd., 1995. - pp.395-450.

136. Чумляков 10.И. Природа деформационного урночнепня и механизмы деформации поли- и монокристаллов сплавов Си-А1-Со с искогерептпыми частицами: Дис. .капд. физ.-мат. наук. Томск, 1980. - 234 с.

137. Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д., Ульянычсва В.Ф. Ориснтациоипая зависимость механизма разрушения высокопрочных монокристаллов // ФММ. 1992. - №9. — С. 155160.

138. Mullncr P., Solenthaler С., Uggowitzcr P. J., Spcidcl М. О. Brittle fracture in austenitic steel // Acta Mctall. Mater. 1994. - V.42. - No.7. - pp.2211-2217.

139. Chang Y.W., Asaro R.J. An experimental study of shear localization in aluminum-copper single crystals//Acta. Met. 1981. - V.29. - pp. 241-257.

140. Dao M., Asaro R.J. Coarse slip bands and the transition to microscopic shear bands // Scripta Mat. 1994. - V.30. - pp.791-796.