Закономерности формирования прочностных и пластических свойств ОЦК монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ



На правах рукописи

Кириллов Владимир Анатольевич

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ПРОЧНОСТНЫХ И ПЛАСТИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ОЦК МОНОКРИСТАЛЛОВ Ре-Сг-Со-Мо

01.04.07 - физика конденсированного состояния

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

1 1 НОЯ 2010

Томск-2010

004612379

Работа выполнена в открытом акционерном обществе «Научно-производственный центр «Полюс», г. Томск, и в обособленном структурном подразделении «Сибирский физико-технический институт имени академика В.Д. Кузнецова Томского государственного университета»

Научный руководитель: доктор физико-математических наук, профессор

Чумляков Юрий Иванович Научный консультант: доктор физико-математических наук, профессор Коротаев Александр Дмитриевич

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук

Ведущая организация: Институт физики прочности и материаловедения СО РАН,

Защита диссертации состоится 11 ноября 2010 г. в 14:30 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 5 октября 2010 г. Ученый секретарь диссертационного совета

Иванов Юрий Федорович,

доктор физико-математических наук, профессор

Старенченко Владимир Александрович

г. Томск

доктор физико-математических наук, профессор

И. В. Ивонин

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. В сплавах системы Fe-Cr-Co, являющихся при определенных технических требованиях термостойкости, прочности и технологичности наиболее эффективным материалом для постоянных мапштов, при спинодальном расслоении на две когерентные ОЦК-фазы повышается предел текучести, активизируется двойниковый механизм пластической деформации, снижается пластичность. Наблюдаемое охрупчива-ние связывают как с взаимодействием двойников с границами зерен и друг с другом, так и со снижением когезивной прочности границ зерен вследствие выделения на них пленки интерметаллидов (Jin S., Mahajan S., Brasen D. Mechanical Properties of Fe-Cr-Co ductile permanent magnet alloys // Met. Trans. 1980. 11A, No P. 69-76). Для детального изучения природы пластической деформации и разрушения рассматриваемых сплавов необходимы экспериментальные исследования деформационного поведения монокристаллических образцов различной кристаллографической ориентации при различных температурах. При деформации монокристаллов исключается влияние границ зерен. Кристаллографией растягивающих и сжимающих усилий можно задавать механизм пластической деформации -скольжение или двойникование, управлять множественностью действующих систем сдвига, изменять напряжения в плоскости скола. Температура испытания определяет существенную для ОЦК-материалов термическую активацию скольжения, ответственную за температурную зависимость деформирующих напряжений и за релаксацию напряжений в пересечениях двойников и в вершине трещины. Ориентационная и температурная зависимость прочностных и пластических свойств монокристаллов магнитнотвердых сплавов на основе системы Fe-Cr-Co и близких им высокохромистых ферритных сталей и сплавов, также подверженных спинодальному расслоению, ранее не изучена.

Целью работы является исследование закономерностей формирования прочностных и пластических свойств при спинодальном расслоении ОЦК-монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo.

Научная новизна работы.

1. Впервые для ОЦК-материалов найдены высокотемпературная (до Т~ 833 К) ори-ентациоппая зависимость и связанная с ней асимметрия критических скалывающих напряжений скольжения; впервые в магнитотвердых сплавах на основе системы Fe-Cr-Co обнаружено и исследован о высокотемпературное двойникование.

2. Впервые для спинодальных монокристаллов на основе системы Fe-Cr установлена универсальная обратно пропорциональная действующим сдвиговым напряжениям зависимость максимального значения коэффициента деформационного упрочнения dt/dy при одиночном скольжении.

3. Впервые для спинодальных монокристаллов на основе системы Fe-Cr установлена и исследована специфическая при механическом двойниковании стадийность кривых течения, обнаружены раздвойниковывание под действием скольжения и при пересечении двойников и вторичное двойникование.

4. Впервые обнаружено, что при спинодальпом расслоении сплавов на основе системы Fe-Cr расширяется температурный интервал хрупковязкого перехода, усиливается ориентационная зависимость верхнего порога хладноломкости, наблюдаются высокотемпературный (до Т~ 673 К) скол и эмиссия двойников хрупкой трещиной.

Научно-практнческая ценность работы. Полученные экспериментальные результаты и установленные закономерности пластической деформации и разрушения спинодальных монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo могут быть использованы для дальнейшего развития теории пластической деформации и разрушения ОЦК-материалов, а также при разработке высокохромистых ферритных сталей и магнитотвердых сплавов и технологии их применения.

Научные положения, выносимые иа защиту.

1. При спинодальном расслоении монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo ориентационная зависимость и асимметрия критических скалывающих напряжений скольжения, присущие низкотемпературной деформации ОЦК-материалов, распространяются на температуры атермического скольжения Т > 373 К.

2. При спинодальном расслоении монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo температурный интервал механического двойникования расширяется до Т < 833 К. При высоких амплитудах расслоения область ориентаций кристаллов, при растяжении или сжатии которых пластическое течение начинается с двойникования, занимает большую часть стандартного стереографического треугольника.

3. Максимальное значение коэффициента деформационного упрочнения dt/dy при одиночном скольжении при Т < 833 К в спинодальиых монокристаллах Fe-Cr-Co-Mo обратно пропорционально действующим скалывающим напряжениям. Коэффициент пропорциональности слабо зависит от кристаллографической ориентации, структурного состояния и температуры.

Стадийность пластического течения и высокое деформационное упрочнение спино-дальных монокристаллов Fe-Co-Cr-Mo двойниковых ориентаций определяется пересечением двойников двойниками и скольжением. Взаимодействие двойникования и скольжения приводит к раздвойииковыванию вплоть до полного исчезновения двойников.

4. При спинодальном расслоении монокристаллов Fe-Co-Cr-Mo растет нижняя температура хрупковязкого перехода, расширяется его температурный интервал и усиливается ориентационная зависимость верхней температуры.

В спинодальных монокристаллах Fe-Co-Cr-Mo разрушение сколом наблюдается при Г до 673 К, то есть распространяется на область атермического скольжения. При разрушении сколом кристаллов ориентации, близких кубической, происходит эмиссия двойников вершиной трещины.

Достоверность результатов и выводов диссертационной работы обеспечивается применением современных экспериментальных методов исследования и внутренней непротиворечивостью экспериментальных данных и теоретического анализа.

Лично автором выполнен основной объём экспериментальных исследований, проведены теоретические расчёты. Автор выражает благодарность доктору физико-математических наук, профессору Чумлякову Юрию Ивановичу и доктору физико-математических наук, профессору Коротаеву Александру Дмитриевичу за оказанную помощь в планировании, организации и обсуждении результатов работы. Автор благодарит кандидата физико-математических наук Апарову Людмилу Сергеевну и доктора физико-математических наук Кирееву Ирину Васильевну за помощь в электронно-микроскопическом исследовании.

Апробация работы. Материалы диссертации докладывались и обсуждались на VIII Всесоюзной конференции по постоянным магнитам (Новочеркасск, 1985 г.), объединенной сессии постоянных семинаров ГС MB и ССО РСФСР по физике твердого тела и механике «Актуальные проблемы прочности» и «Пластическая деформация сплавов и порошковых материалов» (Барнаул, 1987 г.), V Всесоюзной конференции «Текстуры и рекристаллизация в металлах и сплавах» (Уфа, 1987 г.), VI Всесоюзной конференции «Физика разрушения» (Киев, 1989 г.), TMS Fall Meeting «Cleavage fracture. George R. Irwin symposium» (Индианаполис, 1997 г.), 50-м международном симпозиуме «Актуальные проблемы прочности» (Витебск, 2010 г.).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 12 работ, их них 4 статьи в рецензируемых научных журналах, 2 статьи в сборниках трудов конференций, б тезисов докладов. Список осиовпых опубликованных работ приведен в конце автореферата.

Постпоение и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка цитируемой литературы из 151 наименования; общий объем диссертации 144 страницы, включая 50 рисунков и 11 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

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

В первой главе «Закономерности пластической деформации и разрушения ОЦК-материалов» рассмотрены существующие представления о расщепленных и частичных дислокациях в ОЦК-кристаллах и связанное с ними деформационное поведение материала при низких гомологических температурах - низкая подвижность винтовых дислокаций, сильная температурная зависимость предела текучести, механическое двойникование, поперечное скольжение, ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений, их асимметрия относительно знака пагружения (растяжение-сжатие) и чувствительность к несдвиговым компонентам тензора напряжений, скольжение в плоскостях, не совпадающих с максимально напряженными (х-у-эффект), переход хрупкость-пластичность. Приведен обзор экспериментальных исследований прочностных и пластических свойств сплавов на основе систем Ре-Сг, Рс-Сг-Со и влияния на них спинодального расслоения.

Во второй главе «Постановка задач исследования, материал исследования и методика эксперимента» исходя из анализа литературных данных сформулированы задачи настоящей работы, описана методика эксперимента. На основании ранее выполненных исследований для ОЦК-кристаллов с неплоской структурой ядра дислокации и высокопрочных сплавов с ГЦК-решеткой высказано предположение, что нарушение закона Боаса -Шмида, механическое двойникование, переход хрупкость-вязкость и др. не зависят от типа кристаллической решетки и могут достигаться, помимо снижения температуры, изменением структурного состояния сплавов. Предполагается также, что в высокопрочных ОЦК-кристаллах характерные особенности пластической деформации и разрушения, наблюдаемые при Т< 0,2Гпл, возможны в области атермического скольжения.

В работе ставились задачи исследования зависимостей критических скалывающих напряжений, механизма пластической деформации, деформационного упрочнения, дислокационной структуры и механизма разрушения от ориентации, знака нагружения, амплитуды расслоения и температуры испытания монокристаллов Ре-28Сг-10Со-2Мо (ат. %).

Сплавы получали флюсовой индукционной плавкой с последующим элеюрошлаковым рафинированием. Монокристаллы выращивали методом Бриджмена в алундовых тиглях в атмосфере аргона и гомогенизировали в течение 50 - 100 ч при Т= 1300 °С. Кристаллографическую ориентацию образцов для механических испытаний (рисунок 1, таблица 1) выбирали так, чтобы реализовать разные механизмы пластической деформации (скольжение или двойникование), одипочность или множественность сдвига и изменять напряжения в плоскости скола. Образцы с рабочей частью размером 12x2,5x1,5 мм для растяжения и 2,5*2,5*5 мм Для сжатия вырезали электроискровым способом, шлифовали и электролитически полировали в ортофосфорной кислоте с добавкой 10% хромового ангидрида. Ориентацию заготовок и образцов определяли на рентгеновском дифрактометре ДРОН-2,0. Однофазное состояние получали двойной закалкой в воде при Г= 1300 °С и Г = 680 °С, а состояние с максимальной амплитудой расслое-

Рисунок 1 - Максимально напряженные системы сдвига в ОЦК кристаллах. Линии, не разграничивающие области систем сдвига, проведены штрихами. О — исследованные ориентации.

ния - ступенчатым старением однофазных кристаллов для достижения высококоэрцитивного состояния: 620 °С -1,5 ч; 600 "С - 2 ч; 580 °С - 3 ч; 560 "С - 6 ч; 540 °С - 8 ч; 520 °С -12 ч; 500 °С - 24 ч. Промежуточные состояния фиксировались сокращением количества ступеней с контролем амплитуды расслоения по разнице параметров кристаллической решетки фаз. Механические испытания на растяжение и сжатие со скоростью 0,7-10"3 с"1 при Т~ 11+17$ К проводили на установке типа «Поляни». Действующие системы двойни-кования и скольжения определяли металлографическим двухследовым анализом и. рентгеновской дифрактометрией по прецессии оси кристалла и регистрацией рефлексов двойников. Поверхности разрушения образцов исследовали металлографически и на растровом электронном микроскопе РЭМ-200. Фольги из деформированных образцов исследовали иа электронном микроскопе TeslaBS-500 при ускоряющем напряжении 90 кВ.

Таблица 1 - Факторы Шмида т систем двойникования и скольжения в исследуемых монокристаллах и их отношение к максимальным значениям для двойникования ты тах и скольжения тл тах

Кристалл Двойникование и скольжение Только скольжение Особенности

Система сдвига т т / Wtwmax Система сдвига т mí Wsl max ml ™tw max

(001) растяжение |Т11](1Т2) [111КТТ2) [ГГ1К112) [ÍT1KT12) 0,482 0,475 0,466 0,452 0,99 0,97 0,95 [Т11Х2ТЗ) [Т11](123) [1111(213) [111](ПЗ) 0,474 0,471 0,463 0,985 0,98 0,96 0,985 0,98 0,96 Неустойчивая множественность двойцикования и скольжения

(001) сжатие [111](Z11) ГП1](Т21) [Ti 11(211) [1Т1](121) [Т11](П1) 0,255 0,250 0,248 0,236 0,233 0,98 0,97 0,93 0,915 [111](1Т2) [lll]OT2) [Т111(213) [ТЩ123) [11Ц(1ГЗ) 0,482 0,475 0,474 0,471 0,471 0,99 0,985 0,98 0,98 1,89 1,86 1,86 1,85 1,85 Устойчивая множественность скольжения

(1210) растяжение [Т11](1Т2) £11110X2) [ТТ1КП2) 0.494 0,460 0,424 0,93 0,86 [Т11К2ТЗ) [1ПК2ТЗ) [Т111(123) 0,493 0,479 0,477 1,00 0,97 0,97 1,00 0,97 0,97 Одиночное двойникование

<1210) сжатие [114011) [ТП](Т21) 0,354 0,318 0,90 [1111(112) [111](2ТЗ) [111](2ТЗ) 0.494 0,493 0,479 1,00 0,97 1,39 1,39 1,35 Одиночное двойникрвание

(147) растяжение [111](ТТ2) [Т11](1Т2) 0,382 0,372 0,97 [1111(112) [1111О01) [Т11](101) 0,494 0,492 0,443 1,00 0,90 1,29 1,29 1,16 Неустойчивая множественность двойникования, одпо направление скольжения

<147) сжатие [111](211) [1111(211) 0,470 0,394 0,84 [1111(112) [1ПКТ01) [Т11К101) 0,494 0,492 0,443 1,00 0,90 1,05 1,05 0,94 Одиночное двойнико-ваиие, одно направление скольжения

(1910) растяжение [111КТТ2) [ТПК1Т2) [Ш](Т2Т) 0,270 0,247 0,221 0,92 0,82 [1111(211) [1111(112) [1HKJ21) [Т111(211) 0,491 0,487 0,476 0,440 0,99 0,97 0,90 1,82 1,81 1,77 1,63 Одно направление скольжения, после е = 0,10- устойчивое множественное скольжение

(1910) сжатие [U1](IU) Ц1Ц(211) 0,491 0,440 0,90 [1111(112) [1111(121) [Т111(321) 0,487 0,476 0,426 0,99 0,97 0,87 0,99 0,97 0,87 Одиночное двойникование, одно направление скольжения

(144) растяжение [1П](ГО), [111КТ2Т) [Т11К1Т2), [1111(121) 0,250 0,193 0,77 [111](211) [1111(112), [1111(321) [Т111(211) 0,500 0,491 0,386 0,98 0,77 2,00 1,96 1,54 Одно направление скольжения

В третьей главе «Ориентационная и температурная зависимость критических скалывающих напряжений и механизмы пластического течения в спинодальных ОЦК-монокристаллах Ре-Со-Сг-Мо» представлены результаты исследования зависимостей ткр и механизма пластической деформации от ориентации, знака нагружения, амплитуды расслоения и температуры испытания монокристаллов Ре-28Сг-10Со-2Мо (ат. %).

Гомогенные кристаллы проявляют характерные для ОЦК-материалов прочностные и пластические свойства. В области термически активируемого скольжения Т< То ~ 373 К наблюдаются ориентационная и сильная температурная зависимость ткр(7) (таблица 2, рисунок 2), их асимметрия относительно знака нагружения, механическое двойникование. При Т> Го скольжение имеет атермический характер (ткр слабо зависит от Т, не зависит от ориентации и знака нагружения, подчиняясь закону Боаса - Шмида), разрушение происходит вязко.

Таблица 2 - Механические свойства монокристаллов Fe-28Cr-10Co-2Mo (ат. %)

Структурное состояние Температура испытания, К Ось растяжения ткр скольжения, МПа Предел прочности а„, МПа Относительное удлинение 6, % Удлинение двойни-ковапи- ем Ед,, % Удлинение при потере устойчивости е„ % Доля скола в изломе, %

Гомогенное 77 (001) и (1210) (147) (144) и (1910) 350-400' S00-5502 300-500 550-650 700-1000 <0,1 <0,2 <0,2 Еде ~ 8 Eds = 5 — 98 95 95

143 (001) и (1210) (144) и (1910) 250-270 380-400 500-600 850-950 0,1-0,3 15-20 Ел = 8 7-9 100 0

293 (001) . (1210) (147) (144) и (1910) 220-240 220-240 230 - 250 250-260 550-600 550-600 550-600 550-600 20-25 25-35 25-30 15-20 — 15-20 20-30 18-20 8-11 0 0 0 0

Амплитуда расслоения 0,7Лшах 77 (001) и (1210) (147) (144) и (1910) 500-550' 700-7502 300-500 600-700 700-1000 <0,1 <0,1 <0,1 6d«= 5 Ed« = 8 — ■ 100 100 100 .

293 (001) и (1210) (147) (144) и (1910) 360-3801 430-450 460-480 600-700 950- 1000 950-1000 0,5-3 12-15 10-12 E«. = ö 2-2,5 9-12 3-4 100 95 -50

473673 (001) (1210) (147) (144) и (1910) 340 - 360 340-360 410-430 420-440 800-850 850-920 900-950 850-920 15-20 25-35 11-13 7-10 2,5-3 10-15 2-4 12-15 25-30 8-10 2-3 -75 -75 -25 0

773 (001) и (1210) (147) (144) и (1910) 310-330 400-420 400-420 750-800 830-870 820-860 20-35 7-10 7-10 10-20 3-4 17-32 5-7 3-4 0 0 0

Высокая амплитуда расслоения Лщах 293 (001) и (1210) (147) (144) и (1910) 400-4501 550-600 300-600 500-700 1150- 1250 <0,5 <0,5 0,5-5 e<» = ö s<)s = 8 2-2,5 Поо 100 98

473 -673 (001) и (1210) (147) (144) и (1910) 380-420' 500-550 750-850 700-1000 1050- 1150 0,5-3 0,5-4 4-5 Ее» = 8 Ed» = 6 1,5-2 98 98 95

773 (001) и (1210) (147) (144) и (1910) 320-350 400-450 400-450 750-800 830-920 820-920 20-35 7-10 7-10 10-20 3-4 17-32 5-7 3-4 0 0 0

1 - сжатие кристаллов (1910). 2 - сжатие кристаллов (001).

При спинодальном расслоении происходит значительный рост ткр (таблица 2, рисунок 2). При этом граница Г0 ~ 373 К между термически активируемым и атермическим скольжением, определяемая по нижней температуре интервала слабой зависимости ткр(7), заметно не смещается. Наклон кривых зависимости ткр(Г) в интервале атермического

скольжения также не изменяется. Пластическое течение при растяжении кристаллов (001) и (1210) и сжатии кристаллов (144), (1910) и (147) начиинается с протяженной стадии двойникования не только при криогенных температурах, но и при значениях Т <833 К существования сшшодалыюй структуры средней и высокой амплитуды расслоения (таблица 2). Критическое скалывающее напряжение двойникования т№ значительно ниже ткр, определенного при растяжении кристаллов (144) и (1910) и сжатии кристаллов (001), деформирующихся при Т> 293 К только скольжением (ориентацион-ная зависимость первого типа). тю не зависит от ориентации кристалла и знака нагружения, слабо зависит от амплитуды расслоения и температуры деформации и составляет 280 -310 МПа. Стадия двойникования сопровождается срывами нагрузки (кривая течения имеет зубчатый вид, рисунок 3) и звуковыми эффектами (щелчки). Двойники наблюдаются методами металло- и рентгенографии и ПЭМ

вф растяжение шф сжатие

«500

¿400

373 473 573 673 773 Г, К

Рисунок 2 - Температурная зависимость критических скалывающих напряжений монокристаллов Ре-28Сг-10Со-2Мо (ат. %): 1,2- гомогенные; 3, 4 - амплитуда расслоения 0,7Лта,; I, 3, 5-растяжение (1210) и сжатие (1910); 2, 4 - растяжение (1910) и сжатие (001); 1 - 4 - ткр скольжения; 5 - ткр двойникования

фольг, вырезанных из деформированных образцов. После некоторого упрочнения в процессе пластического течения на кривой появляются монотонные участки, соответствующие скольжению. При растяжении кристаллов (1210) двойникование одиночное, и направления сдвига при двойниковании и скольжении совпадают (таблица 1), что подтверждается рентгеноструктурными измерениями прецессии оси кристалла. Это значит, что двойники не должны препятствовать скольжению, и поэтому можно принимать за ткр скольжения скалывающие напряжения первого появления монотонного участка. Определенные таким способом ткр заметно ниже ткр кристаллов антидвойниковых ориентаций (144) и (1910), и это различие сохраняется во всем интервале Г <833 К (рисунок 2, таблица 2) существования спинодальной структуры (ориентацион-ная зависимость второго типа). При растяжении кристаллов с ориентацией в центре стереографического треугольника (147) монотонные участки появляются при значительно больших значениях т, чем при растяжении кристаллов (1210). Если бы в них, как и в кри-

(147>

е = 5 %

Рисунок 3 - Кривые течения при растяжении при Т = 473 К монокристаллов Ре-10Со-28Сг-2Мо (ат. %) различной ориентации в состоянии спинодального расслоения с амплитудой 0,7/4шах* Стрелками показано начало скольжения в двонникующихся кристаллах

сталлах (1210), соотношение критических скалывающих напряжений скольжения и двой-никования Tji/itw не превышало 1,2 (таблица 2, рисунок 2), то пластическое течение начиналось бы со скольжения.

При смене знака нагружения спинодальных кристаллов может меняться механизм деформации. Так, деформирующиеся при растяжении двойникованием кристаллы (001) при сжатии деформируются только скольжением, причем ткр скольжения при сжатии значительно выше, чем при растяжении, и совпадает со значением, определенным при растяжении кристаллов (144) и (1910) (таблица 2, рисунок 2). И, наоборот, пластическое течение в деформирующихся при растяжении только скольжегшем кристаллах (144) и (1910) при сжатии начинается с двойникования, а ткр скольжения в них при сжатии значительно ниже, чем при растяжеиии, и совпадает со значением, определенным при растяжении кристаллов (1210) (таблица 2, рисунок 2). При амплитуде расслоения 0,7Лтах и выше т^ скольжения в антидвойггакующем направлении при Г =473 К превышает ткр двойникования более чем в 1,4 раза, и при сжатии кристаллов антидвойниковой ориентации (1210) образуются двойники системы [111](311) с фактором Шмида 0,354. Теоретическое построение ориентационных границ между областями скольжения и двойникования показывает, что при ts|/tw= 1,4 область двойникования занимает большую часть стереографического треугольника как при растяжении, так и при сжатии (рисунок 4).

Физическая природа интенсивного механического двойникования в исследуемых кристаллах — низкие значения энергии дефекта упаковки ущ в ОЦК-сплавах на основе Fe-Сг и меньшее спинодалыюе упрочнение для частичных двойникующих дислокаций b\ - '/6(lll)a по сравнению с полными скользящими (Marcinkowski M.J., Fisher R.M., Szir-mae A. Effect of 500° aging on the deformation behavior of an iron chromium alloy // Trans. AIME. 1964. 230. P. 676-689). Например, уду в сплаве Fe-45Cr оценивается на уровне (0,07±0,02) Дж/м1 (Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов / В.И. Трефилов, В.Ф. Моисеев, Э.П. Псчковский и др. Киев: Наук, думка, 1989. 256 е.). При зарождении двойника по механизму двойного поперечного скольжения (Nu-cleation and growth of deformation twins: a perspective based on the double-cross-slip mechanism of deformation twinning / K.P.D. Lagerlof, J. Castaing, P. Pirouzand, A.H. Heuer // Phil. Mag. 2002. 82, No 15. P. 2841 - 2854) вклад "Ь, в тю составляет уду/3Ь\ = 200-360 МПа, что согласуется с экспериментальными данными.

Рисунок 4 - Области ориентации скольжения и двойникования при соотношении критических скалывающих напряжений скольжения и двойникования т8|/тю =1,4

Ориентационная зависимость ткр второго типа - зависимость тКр скольжения - свойственна ОЦК-металлам при термически активируемом скольжении, наблюдается совместно с сильной температурной зависимостью tKp(7) и связана с влиянием значения и ориентации действующих напряжений на расщепленность и скорость движения винтовой дислокации. В исследуемом же сплаве она проявляется и при температурах атермического скольжения, что объясняется следующей моделью. Если энергии дефекта упаковки в фазах Ц| и aj не равны, то различаются и значения расщепленности, а следовательно, значения энергии дислокации. Таким образом, существует составляющая спинодального упрочнения, обусловленная этим различием (Hirsch Р. В., Kelly A. Stacking-fault strengthening// Phil. Mag. 1965. 12, N 119. P. 881 - 900). Расщепленность и, следовательно, спино-дальное упрочнение зависят от уровня и ориентации действующих напряжений. Оценка энергии расщепленной винтовой дислокации, учитывающая энергию дефекта упаковки и упругое взаимодействие составляющих частичных дислокаций, показывает, что при анти-двойникующих сдвиговых напряжениях разница этих энергий в фазах cii и а2 выше по сравнению с двойникующими. Для скольжения в антцдвойникующем направлении требуются более высокие напряжения, чем в двойникующем. Для преодоления крупных частиц термической активации недостаточно (велик активационный объем), поэтому эффект проявляется и при температурах атермического скольжения. При температурах термически активируемого скольжения вклад расщепленности дислокации в упрочнение складывается из составляющей, обусловленной низкой подвижностью винтовых дислокаций, и составляющей, определяемой различием расщепленности в фазах ai и <*2, что усиливает ориентационную зависимость ткр по сравнении как с tKp при Г< То гомогенных кристаллов, так и ткр при Т> То двухфазных кристаллов (таблица 2, рисунок 2).

В четвертой главе «Деформационное упрочнение спинодальных ОЦК-монокристаллов Fe-Со-Ст-Мо» представлены результаты исследования зависимостей деформационного упрочнения и дислокационной структуры от ориентации, знака нагружения, амплитуды расслоения и температуры испытания монокристаллов Fe-28Cr-10Со-2Мо (ат. %).

Кривые течения при растяжении гомогенных кристаллов имеют параболический вид (рисунки 5, 6). Сопоставление значений относительной деформации и прецессии оси кристаллов (001), (1210), (144) и (1910) при разных значениях Т показывает, что сдвиг при скольжении происходит преимущественно в одном направлении. Значение в максимально на начальном участке и составляет G/80 -GI100 в кристаллах (001), (144) и (1910) при Т=473 К. С понижением температуры в уменьшается до G/ИО - С/120 в кристаллах (001) при Т = 293 К и до G/160 - G/180 в кристаллах (1910) при Г= 143 К. С ростом амплитуды расслоения происходит существенное снижение 0 при скольжении в кристаллах всех исследованных ориентаций при разных значениях Т (рисунки 5, 6) с сохранением одиночности направления сдвига. В кристаллах (144) и (1910) с максимальной амплитудой расслоения 6 составляет (7/250 -G/300 при Г =473 К. При значительном геометрическом разупрочнении (снижении деформи-

Рисунок 5 - Кривые течения при растяжении монокристаллов Ре-ШСо-28Сг-2Мо (ат.%) ориентаций (1910) (сплошные линии) и (355) (штриховые)

рующего усилия вследствие сближения оси кристалла с направлением сдвига) происходит вырождение кривых течения а(е): в кристаллах • (355) с амплитудой расслоения 0,6Л„ШХ их наклон уменьшается до нулевого значения, и пластнче- Рисунок 6 - Кривые течения при растяжении монокристаллов Fe-ское течение теряет 10Со-28Сг-2Мо (ат. %) ориентации (001) устойчивость после

с = 12 % (рисунок 3). Наблюдается общая закономерность: кристаллы различных ориентации при разных температурах, но при равных действующих скалывающих напряжениях имеют одинаковые значения 0. В координатах ткр - G/в все экспериментальные значения укладываются на прямую линию (рисунок 7), т. е. выполняется универсальная зависимость dt/dy = Б/г.

В спинодальных кристаллах (1210) преобладает одна система двойникования (таблица 1), и 0 на первой стадии не превышает G/150 (рисунок 3). В кристаллах (147) конкурируют две системы двойникования (таблица 1), и в на первой стадии может достигать G/40 (рисунок 3). Соответственно протяженность первой стадии изменяется от е= 1,5+2 % в кристаллах (147) до е = 6+7 % в кристаллах (1210).

При наблюдаемом в процессе растяжения кристаллов (147) пересечении двойников (рисунок 8) систем [Tll](lT2) и [111](ТТ2) возможны дислокационные реакции (Christian J.W., Mahajan S. Deformation twinning// Prog, in Mat. Sei. 1995. V. 39. P. 1 - 157):

'/2[T1 l]clГ2, — Г/б[311],,;5;.0) + V3[l 11](TT2», (1)

'¿ГТЩщ,- l/iiT5T](7ia + V»[lll](nj, + V2[TTlbi2), (2)

V2[T1 1 ](1T2> - '/б[ТТ5](] 1;T;2) + '/„[111 ](TT2) + V2[T1T]№) (3)

(проиндексированы плоскости сдвига). В продуктах реакции (2) сдвиг '/6[T5T](7ii) в базисе двойника индицируется 1Т1](Т12) и имеет двойникующую полярность, дислокация '/б[111](ТТ2) наращивает атакуемый двойник на один атомный слой, а сдвиг VipTlJpni направлен в атакуемый двойник Ti и тоже требует разложения на дислокации с направлениями векторов Бюргерса <111>Т1 в его базисе. Выбор плоскости сдвига в двойнике диктуется геометрическим условием расположения в ней линии пересечения [021] || [201]Tj двойников Ti и Tj. Из плоскостей двойникования {112} на этой линии, кроме плоскости (112)п самого двойника Ть находится только плоскость (712) || (T12)ti . В ней двойникующую полярность имеет сдвиг [TST] || [1T1]ti. Плоскость (712), как и плоскость (1Т2) атакующего двойника, составляет с плоскостью атакуемого двойника (ТТ2) угол 48,2° и является относительно нее зеркальным отражением плоскости (1Т2). Каждая двойникующая дислокация '/б[Т11J двойника Тг порождает в двойнике Т| одну двойникующую Уб[1Т1]т1 - В базисе двойника Т| эта реакция имеет вид

Л < <> '■■г'

< ... ¡Г»'"

ov

°0 100 200 300 400 500

ткр, МЛа

Рисунок 7 — Зависимость отношения £7/0 от критических скалывающих напряжений в монокристаллах Ре-28Сг-10Со-2Мо (ат. %)

1/,8[511](173)^1/б[Ш](Т,2,+ 1/9[112]. _ ____ (4)

Нескомпенсированный сдвиг '/?[! 12] можно составить из '/^[НТ] и !Лк[Т11] - такой способ наиболее выгоден энергетически. Таким образом, на границе двойника Т| три двойникующих дислокации '/6[Т11] = '/|8[5ТГ]т1 вступят в реакцию

ЗХ'/!8[5П)(171) - ЗХ'4[1Т1](Т12)+ '/бСГГПо!» + '/2[1 Ш(оа (5)

(в плоскости сдвига лежат вектор Бюргерса и линия пересечения [201]т! двойников, ее нормаль можно найти как их векторное произведение).

Сдвиг '/бЦТТ]!! 12, также имеет двойникующую полярность в двойнике Т) и проходит по его границе, возвращая один атомный слой в матричную ориентацию. Дислокация '/2[1 П](Т32) пересекает двойник Т| по плоскости, составляющей 77,4° с плоскостью двойника Т) и 29,2° - с плоскостью двойника Т} . Значит, скольжение '/¡[\ 11]<тз2) и двойник Т3 достигают противоположной границы двойника Т] в разных ее участках и не могут вступать в совместные реакции. При этом анализ ПЭМ-изображения показывает симметрию пересекающего двойника относительно оси пересечения [021], то есть при выходе сдвига из двойника Т, должны происходить реакции, симметричные тем, что имелись при входе. Толщина атакующего двойника уменьшается в области пересечения и восстанавливается до исходного значения на некотором удалении от него. Это возможно при объединении частичных двойникующих дислокаций в полные перед пересечением и диссоциации полных на двойникующие после него. Однако, поскольку их вектор Бюргерса не параллелен линии пересечения, должны происходить дополнительные реакции на входе и выходе. Обратим внимание на дефекты в двойниках [111](112) в виде геометрически правильных вырезов (рисунок 8). Они обычно образуются при огибании двойником препятствий в результате объединения частичных двойникующих дислокаций в полные, которые встречным поперечным скольжением обходят препятствие и аннигилируют. В объеме они имеют вид вытянутых в направлении двойникующего сдвига ложбин, а при выходе на по-

Рисунок 8 - Пересечения двойников систем [Т11](1Т2) и [111](ТТ2) в спинодальных монокристаллах Fe-28Cr-10Co-2Mo (ат. %) с амплитудой расслоения 0,7Атах (ПЭМ, темное поле в близких рефлексах {211} двойников). Растяжение е-2% в направлении [Т47] при Т= 473 К. Белыми линиями показаны следы кристаллографических плоскостей на плоско-. сти фольги (021), ее нормаль направлена от наблюдателя

верхность кристалла образуют так называемые индентации. В исследуемых кристаллах на первой стадии деформации такие дефекты наблюдаются преимущественно вблизи пересечений двойников. Границы этих дефектов параллельны следам плоскостей, осью зоны которых является винтовая дислокация '/2[Tl 1]: (ОН), (101), (211), (12Т), (312), (321), (132) и (123). Эти дефекты могут быть следами взаимодействия двойников, произошедшего вне плоскости фольги и спроецированного на нее вдоль линии [Til] винтовой дислокации. Поскольку скользящий поперечно сегмент дислокации содержит, как минимум, на концевых участках краевую компоненту, это скольжение возможно только по плоскостям с простыми индексами.

В результате деформационного упрочнения при двойникованнп действующие напряжения достигают критического уровня и начинается скольжение (рисунок 3), при этом продолжается деформация двойникованием (вторая стадия). Если объемная доля двойников с отличающимся от скольжения направлением сдвига велика (более 0,01), то деформационное упрочнение на второй стадии значительно. В начале второй стадии 9 может дополнительно расти до G/70 (рисунок 3), затем при взаимодействии двойников со скольжением происходит уменьшение их объемной доли в результате возвращения в матричную ориентацию, и в конце стадии 0 снижается до G/200. Поперечным скольжением две полные винтовые дислокации могут выходить на границу раздела и скользить вдоль нее, сдвигая три атомных слоя двойника на '/з[111] каждый и возвращая их в матричную ориентацию:

2Х'/2[1И] —Зх'/зП 11] . (6)

Такое скольжение должно происходить легче, чем скольжение внутри двойника в антидвойникующем направлении. Пройдя некоторое расстояние по границе, дислокация возвращается в матриц}'. В результате многократного повторения этой реакции в двойнике формируется объем матричной ориентации такой же очерченной следами плоскостей {110}, {112} и {123} формы, как и при пересечениях двойников (рисунок 9). Если в ориентированных для одиночного сдвига кристаллах (1210) скольжение происходит в той же системе [111](ТТ2), что и двойникование, то в кристаллах (147) скользящие дислокации системы [111](Т01) пересекают двойники [111](ТТ2) и [Т11](112), что обусловливает более высокий коэффициент деформационного упрочнения. Поскольку вектор двойникования Уб[111] и вектор Бюргерса пересекающей дислокации параллельны, пересечение может происходить без каких-либо реакций, может даже не меняться плоскость скольжения: плоскость (TOI) в базисе двойника индицируется (ЮТ). Возможны также переход в плоскость границы раздела и движение по ней с наращиванием или, наоборот, возвращением в матричную ориентацию атомных слоев. При пересечении двойника [Т11](112) предпочтительна реакция

'/2[111]<то1> - 1/б[511](Т27) + '/3[Т11]„Т2). (7)

В базисе двойника дислокация '/6[511 ](fj7) индицируется 1/2[! 11]<Т21> При ее выходе на противоположную границу раздела должна происходить симметричная реакция

'/(,[51 1](Г2'7) V2[l 11]<Т0|) + '/з[1ТТ](,Т2) . (8)

В результате сдвига /6[51l](i27) в двойнике на границах раздела образуются ступеньки высотой 1Л/б (вычисляются как длина проекции вектора сдвига на нормаль плоскости), что равно межплоскостному расстоянию {112}. Оставшиеся на границах частичные дислокации противоположного знака под действующими напряжениями будут перемещаться вдоль границ в противоположных направлениях, раздвигая ступеньки и уменьшая толщину двойника.

Рисунок 9 - Разрушение двойника скольжением. Растяжение при Т= 473 К кристалла (1910) с амплитудой расслоения 0,7Лтах.

В пятой главе «Разрушение спинодальных ОЦК-монокристаллов Fe-Co-Cr-Mo» представлены результаты исследования зависимостей механизма разрушения от ориентации, амплитуды расслоения, механизма деформации и температуры испытания монокристаллов Fe-28Cr-10Со-2Мо (ат. %).

Гомогенные кристаллы переходят из хрупкого состояния в вязкое при Гх < 273 К (таблица 2, рисунок 10), т.е. значительно ниже верхней границы термически активируемого скольжения То ~ 373 К. Наблюдается значительная ориентационная зависимость Тх: при Т- 143 К в ориентированных для двойникования кристаллах (001) и (1210) переход еще не начинался, а в (144) и (1910) - уже завершился, формируется шейка, деформация локализуется в узкой полосе и происходит срез с ямочным рельефом на поверхности разрушения. В кристаллах (001) и (1210), разрушенных при Г= 77 и Т= 143 К, наблюдаются двойники систем [Т11К1Т2) и(111](ТТ2). При Т= 293 К все гомогенные кристаллы разрушаются вязко. Температура 7*х двухфазных кристаллов также зависит от ориентации, причем если у кристаллов (144) и (1910) верхний порог хладноломкости Тхь, определяемый по исчезновению скола в изломе, лежит несколько выше 293 К, то есть весь интервал Тх находится ниже То, то у (001) и (1210) нижний порог хладноломкости Г™, когда 6 начинает отличаться от нуля, примерно равен 293 К, а верхний - Гх„ > 673 К, т.е. значительно превышает Г0. При Т- 473+673 К разрушение кристаллов (001), (1210) и (147) с амплитудой расслоения 0,7Лтах начинается срезом по плоскостям (112) и (101) соответственно, далее происходит скол (долом) по плоскости (001). По сравнению с гомогенными кристаллами шейка у этих кристаллов не такая узкая, а срез сильнее локализован. Кристаллы (144) и (1910) с амплитудой расслоения 0,7Атах при TS473 К разрушаются только срезом. Порог Тх„ кристаллов (001), (1210) и (147) с максимальной амплитудой расслоения примерно совпадает с Го, а у (144) и (1910) - находится несколько ниже 293 К. При этом Тхв всех кристаллов превышает 673 К. При Т= 773 К все кристаллы независимо от структурного состояния и кристаллографической ориентации разрушаются срезом.

Скол всегда происходит по плоскости {001}. Во всех структурных состояниях картины скола аналогичны и зависят от ориентации кристалла. Если в кристаллах (144) и (1910) скол имеет классический вид речного узора, то в кристаллах (001) и (1210) он содержит характерные элементы, связанные с двойникованием: Х-образные фигуры, язычки, образующиеся при пересечении трещины с двойником, и елочный узор. Рентгенострук-турньгй анализ поверхности скола с елочным узором показал наличие двойников систем [111](112) и [111](112). При этом образец разрушился до начала пластического течения и при деформации не содержал двойников. Это значит, что двойники в сколе эмитированы вершиной трещины, а наблюдаемый рельеф образовался в результате пересечения ею этих двойников.

Пластичность и разрушение кристаллов Fe-Cr-Co-Mo определяются следующими факторами: 1) влиянием температуры на подвижность дислокаций, ткр и его ориентационную зависимость, на возможность двойникования; 2) влиянием скорости деформации при Т< То на ткр; 3) спинодальным расслоением, повышающим ткр, распространяющим ориентационную зависимость ткр и двойникование на высокие температуры, влияющим через изменение химического состава фаз cti и аг на силу атомных связей и структуру ядра дислокации; 4) ориентацией кристалла, определяющей ткр> разрушающие напряжения и возможность двойникования. Анализ действующих на трещину длиной

Рисунок 10 - Зависимость температур хрупковязкого перехода от амплитуды расслоения монокристаллов Ре-28Сг-10Со-2Мо (ат. %).

с сил, создаваемых напряжениями, нормальными плоскости скола (разрушение по типу I), сдвиговыми в плоскости скола, направленными перпендикулярно (тип И) и параллельно (тип III) линии вершины трещины, дает формулу для разрушающего напряжения при одноосном растяжении

ас2 = 2у /к с cos2e {(1 - v2) / Е+ [1 / 2G- (1 - v2) / £] sin29 sin2i)>} к 2 у Я/л с cos20 , (9) где у - удельная энергия поверхности разрушения; v - коэффициент Пуассона; Е - модуль Юнга; G - модуль сдвига; 0 и ф - сферические координаты вектора растягивающей силы, при этом трещина распространяется в направлении х\ и плоскости хз, линия ее вершины направлена вдоль оси хъ

Как видно, разрушающее напряжение зависит от направления растягивающего усилия и минимально, когда это усилие приложено перпендикулярно плоскости скола. При сильной зависимости предела текучести ст,(7) определяемый условием Иоффе - Орована 0т(7) ~ ас(Т) нижний порог Тш в кристаллах (001) должен быть выше по сравнению с кристаллами других ориентаций. При Гх„ <Т<ТХ, трещина докригического размера начинает расти по механизму образования, роста и слияния пор. С ее увеличением и деформационным упрочнением материала кривые а('Г, е) и ас(Г, е) сближаются до пересечения. С этого момента для раскрытия трещины достаточно энергии упругой деформации кристалла и трещина ускоряется под действием возрастающих сил, пропорциональных ее длине. В условиях низкой подвижности дислокаций вершина трещины не может быстро затупляться, и разрушение завершается сколом. У кристаллов (001) с малым сгс пересечение кривых а(Г, е) и aQ(T, е) произойдет при меньшем значении с, и доля скола в изломе будет наибольшей. По этой же причине у них будет наиболее высокий порог Ти.

В исследуемых кристаллах фактору ориентации плоскости скола противоположен по действию фактор ориентационной зависимости ткр. Для кристаллов (144) и (001) оценка по формуле (9) дает отношения стс<144) /стегни) = 0,70 и <тс(М7> /Cc<oai> ~ 0,86. Отношения экспериментальных значений пределов текучести для деформации скольжением <гт и двоинико-ванием сгд приведены в таблице 3. В гомогенных кристаллах при Т = 143 К факторы сравнимы, поэтому только их действием нельзя объяснить, почему кристаллы (144) имеют высокое S и разрушаются вязко, а кристаллы (001)-сколом после деформации 0,1 -0,3 %. В кристаллах (001), (1210) и (147) с А = 0,7Л„1ах при Т< 293 К в начале пластического течения, когда деформация идет только даойникованием, преобладает фактор ориентационной зависимости т^, а при Т= 473+673 в начале пластического течения факторы конкурируют. В кристаллах с Л =Лтах при всех значениях Т преобладает фактор ориентационной зависимости ткр. После деформационного упрочнения двойникованием кристаллов с А > 0,7Л,™* при всех значениях Т, при которых возможна ненулевая пластичность, превалирует фактор ориентации плоскости скола. Сопоставление пределов прочности <?B(ooi>/ffe<i44> = 0,94 кристаллов с А- 0,1 А „лх при 7'- 293 К (таблица 2) показывает значительное преимущество этого фактора на стадии разрушения.

Третий фактор, влияющий на ориентационную зависимость пластических свойств исследуемых сплавов, - механическое двошшкование. Его охрупчивающее действие широко известно. При Г<7о в условиях высокой скорости распространения двойников и сильной скоростной зависимости ткр развиваются значительные локальные напряжения в вершине растущего двойника и в местах пересечения двойников, зарождаются микротрещины, которые могут в дальнейшем распространяться по плоскостям {112} и {001}. Парные комбинации двенадцати систем двойникования, существующих в ОЦК-кристаллах, дают пять теоретически возможных типов пересечения: по лилиям (111), (210), (110), (531) и (311). При каждом из них происходят определенные дислокационные реакции, которые энергетически невыгодны и идут только в условиях высокой концентрации напряжений (Christian J.W., Mahajan S. Deformation twinning // Prog, in Mat. Sei. 1995. V. 39. P. 1 - 157). He все типы пересечений реализуются при одноосной деформации монокристаллов. При пересечении типа (110) возможна реакция '/2[ТН](,2П '/б|Г11](Т21) + 'АР12]. Вектор

'/з[212] в кристаллографическом базисе пересекаемого двойника имеет направление [010]. Значит, в теле пересекаемого двойника возможно скопление кубических дислокаций, являющихся зародышами хрупких трещин [10]. Такой тип пересечения возможен при растяжении кристаллов ориентаций, близких (001). Кристаллы (147), в которых двойники систем с равными факторами Шмида [Tl 1](1Т2) и [111](ТТ2) пересекаются по типу (210), при А = 0,7Лтах и Г= 293 К имеют высокое значение 5. Этому способствует отсутствие сидячих дислокаций в реакциях пересечения типа (210). На основании проведенного анализа можно сделать следующие выводы относительно природы ориентационной зависимости хрупко-вязкого перехода в монокристаллах Fe-Co-Cr-Mo: 1) значения Тт и Гх, гомогенных кристаллов ориентаций, близких кубической, наиболее велики по причине вы-' соких локальных напряжений при механическом двойниковании в условиях низкой подвижности дислокаций; 2) Тх„ кристаллов с А- 0,7Лтях также контролируется двойникова-нием, но при Т> То, когда подвижность дислокаций достаточно высока, локальные напряжения релаксируют, и определяющей становится ориентация плоскости скола. Кристаллы, у которых ось растяжения больше отклонена от нормалей плоскостей {001}, разрушаются с меньшей долей скола в изломе; 3) хрупкий характер разрушения кристаллов с А ~Атах всех ориентаций при Т< 773 К свидетельствует о невозможности релаксации локальных напряжений, поэтому кристаллы ориентаций (001)-(012)-(112), в которых наблюдается двойникование, имеют низкие или нулевые значения 6.

В двухфазных кристаллах проявляется одна закономерность, не укладывающаяся в рамки традиционных представлений о температурной зависимости вязкости разрушения ОЦК-материалов. Это разрушение сколом не только при Т< То, но и при Т> То, где ткр слабо зависит от Т. Слабая зависимость ткр(7) означает и слабую зависимость деформирующих напряжений от скорости деформации, то есть весьма высокую подвижность дислокаций, поэтому неясно, почему трещина не может затупляться и распространяться вязко. Скольный механизм разрушения наблюдается и в кристаллах тех ориентаций, в которых механическое двойникование полностью отсутствует. Понимание физики явления здесь может дать теория эмиссии дислокаций вершиной трещины (Томсон P.M. Разрушение // Физическое металловедение: В 3-х т. / Под ред. Р.У. Кана и П. Хаазена. Т. 3 / Пер. с англ. под ред. О.В. Абрамцева, Ч.В. Копецкого, A.B. Серебрякова. М.: Металлургия, 1984. С. 324 - 391). Для эффективного затупления трещины необходимы не только высокая подвижность дислокаций, но и их источники, которые далеко не всегда могут оказаться вблизи ее вершины. Однако атомистически острая трещина сама, создавая в своей вершине силы разрыва межатомных связей, может испускать дислокации. На испущенную на расстояние р единичную дислокацию с вектором Бюргерса Ъ действует сила отталкивания со стороны полей напряжений вершины трещш!ы/тр, притягивающая сила изображения со стороны уже образовавшихся свободных поверхностей трещины fm и силы со стороны других дислокаций/д. В случаи антиплоской деформации при разрушении по типу III эти силы выражаются (Ьопмулами

где К - коэффициент интенсивности напряжений.

Из формул (10) видаю, что на расстояниях, меньших некоторого равновесного ре, будет преобладать сила притяжения, а на больших - отталкивания. Если же ре не превышает размера ядра дислокации а, то области притяжения не существует и трещина должна спонтанно испускать дислокации. Критическое значение Ке=йЫ2(2па)л, при котором это произойдет, получается, при удаленности других дислокаций, приравниванием нулю равнодействующей силы: /тр + /ю - 0. Тогда условие Гриффитса для хрупкого разрушения

(10)

К1 > 4Gy можно выразить как

Gb/y>32na/Ъ.

(И)

Таким образом, соотношение упругих модулей и поверхностной энергии является параметром материала, определяющим возможность эмиссии дислокаций вершиной трещины. То, что в неравенство входит параметр а, говорит о роли структуры ядра дислокации в разрушении. Количественные оценки показывают, что ГЦК-металпы неустойчивы к эмиссии дислокаций, а ГПУ-металлы, алмаз и керамики - устойчивы. ОЦК-металлы занимают пограничное положение. При анализе разрушения спинодальных сплавов Ре-Со-Сг-Мо следует учитывать, что одна из фаз представляет собой твердый раствор 25 - 40 % железа и кобальта в хроме. Известно, что сплавы состава Сг-10+40 Ре и Сг-10г30 Со имеют аномально высокий порог хладноломкости (до 1050 К при 30% Ре) и деформируются преимущественно двойникованием, у них пониженные упругие модули, повышенные значения Го и коэффициента электронной теплоемкости (Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких металлов. Киев: Наук, думка, 1975. 315 е.). Эти особенности обусловлены сильными ковалентными связями в кристаллической решетке и взаимодействием между атомами во второй координационной сфере, что сближает данные сплавы с ковалентными кристаллами, устойчивыми к эмиссии дислокаций. Поскольку объемная доля 2-й фазы в исследуемом сплаве достигает 25 - 40 %, ее свойства должны отражаться на свойствах всего сплава. Из условия (11) также следует, что эмиссия частичных дислокаций должна происходить легче, чем полных, что подтверждается экспериментально обнаруженной в настоящем исследовании интенсивной эмиссией двойников при разрушении сколом.

Выводы

1. Температурный интервал механического двойникования в монокристаллах Ре-Сг-Со-Мо, расширяющийся при спинодальном расслоении, распространяется до Г <833 К. Пластическое течение кристаллов с достаточно высоким фактором Шмида двойникующе-го сдвига начинается с двойникования, сменяющегося после некоторого деформационного упрочнения скольжением. Степень деформации двойникованием, зависящая от амплитуды расслоения и ориентации кристалла, может достигать 10 - 15 %, что значительно выше ранее наблюдавшихся в железе и сплавах на его основе значений. Ориентационная область доминирования двойникования расширяется при росте амплитуды расслоения, заполняя ббльшую часть стандартного стереографического треугольника как при растяжении, так и при сжатии. Наблюдается зависимость механизма деформации от знака нагружения (растяжение или сжатие): пластическое течение, происходящее скольжением, при смене знака нагружения начинается с двойникования.

2. В результате спинодального расслоения монокристаллов Ре-Сг-Со-Мо ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений ткр, присущая низкотемпературной деформации ОЦК-кристаллов при Т < 7"0 ~ 373 К, распространяется на температуры атермического скольжения вплоть до Т~ 833 К. Эта зависимость проявляется, во-первых, в том, что кристаллы антидвойниковых ориентаций деформируются скольжением, а двойниковых - двойникованием, для которого ткр существенно ниже, чем для скольжения. Во-вторых, напряжение ткр скольжения в кристаллах двойниковых ориентаций, определенное по первому появлению скольжения после двойникования, ниже Ткр скольжения в кристаллах антидвойниковых ориентаций. Как проявление ориентационной зависимости ткр в монокристаллах Ре-Сг-Со-Мо наблюдается асимметрия Тцр относительно знака нагружения.

3. С ростом амплитуды расслоения происходит значительное снижение деформационного упрочнения при скольжении в монокристаллах Ре-Сг-Со-Мо. Максимальное значение коэффициента деформационного упрочнения 0 = ёт/йу при одиночном скольжении определяется преимущественно действующими скалывающими напряжениями независимо от ориентации, структурного состояния и температуры. В широком интервале Т< 833 К при различпых структурных состояниях и ориентациях выполняется универсальная зависимость максимального коэффициента деформационного упрочнения при

одиночном скольжении: dx/üy = В/г. Коэффициент пропорциональности В не зависит от ориентации и структурного состояния кристалла и температуры. При высокопрочных состояниях и большом дополнительном действии геометрического разупрочнения (например, при растяжении в направлениях (144>-(111)) происходит вырождение кривых течения о(е): их наклон уменьшается до нулевого значения, и пластическое течение теряет устойчивость после е = 1 +2 %.

4. При пластическом течении двойникующихся монокристаллов Fe-Co-Cr-Mo проявляются стадия двойникования, стадия двойникования и скольжения, стадия скольжения. Коэффициент деформационного упрочнения 0 имеет высокие значения при пересечении двойников двойниковайием и скольжением с другим направлением сдвига. В последнем случае уменьшается объемная доля двойников в результате возвращения в матричную ориентацию с соответствующим снижением В. При взаимном пересечении двойников также происходит возвращение их объемов в матричную ориентацию, наблюдается вторичное двойникование.

5. При сшшодалыюм расслоении монокристаллов Fe-Co-Cr-Mo с ростом деформирующих напряжений и увеличением температурного интервала двойникования на 150 К. по сравнению с твердым раствором повышается нижняя температура хрупковязкого перехода и до 400 К расширяется его температурный интервал. Низкая поверхностная энергия плоскости (001) и высокие локальные напряжения при двойниковаяии определяют большую долю скола в изломе и более высокие температуры хрупковязкого перехода в кристаллах с осью растяжения [001] по сравнению с кристаллами других ориентаций во всех структурных состояниях.

6. В спинодальных ОЦК-монокристаллах Fe-Cr-Co-Mo по причине устойчивости вершины трещины к эмиссии дислокаций разрушение сколом наблюдается не только при Т < 7о, но и в области атермического скольжения, вплоть до 673 К.

7. При разрушении сколом монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo ориентаций, близких кубической, происходит эмиссия двойников вершиной трещины, создающая характерные ступени на поверхности излома, текстура которых зависит от направления фронта трещины.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Двойникование и скольжение в монокристаллах Fe-Cr-Co-Mo / В.А. Кириллов, Ю.И. Чумляков, А.Д. Коротаев, В.Х. Даммер // Физика металлов и металловедение. 1989. Т. 67, № 5. С. 1018 - 1025.

2. Взаимосвязь двойникования и хрупкого разрушения в монокристаллах Fe-Cr-Co-Mo / В.А. Кириллов, Ю.И. Чумляков, А.Д. Коротаев, Л.С. Апарова // Физика металлов и металловедение. 1989. Т 68, № 6. С. 1178 - 1184.

3. Деформационное упрочнение при высокотемпературном двойниковании в монокристаллах Fe-Cr-Co-Mo / В.А. Кириллов, Л.С. Апарова, Ю.И. Почивалов, Ю.И. Чумляков, А.Д. Коротаев // Планарные дефекты в упорядоченных сплавах и интерметалли-дах. Межвуз. сб. Барнаул, 1989. С. 14 -19.

4. Ориентационная зависимость механизма деформаций и разрушения ОЦК-гетерофазных монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo / В.А. Кириллов, Ю.И. Чумляков, Ю.И. Почивалов, Л.С. Апарова, А.Д. Коротаев // Металлофизика. 1991. Т. 13, № 4. С. 93-99.

5. Brittle fracture in high-strengthening single crystals of austenitic stainless steels / Yu. I. Chumlyakov, I.V. Kireeva, E.I. Litvinova, V.A. Kirillov, N.S. Surikova // George R. Irwin Symp. on Cleavage Fracture: Proc. of a symp. held at the 1997 TMS Fall Meeting (September 15-17, 1997, Indianapolis, Indiana) / Ed. by Kwais S. Chan. Warendale: The Minerals, Metals & Materials Society, 1997. P. 347 - 362.

6. Ориентационная зависимость механизма разрушения спинодальных ОЦК-монокристаллов Fe-Co-Cr-Mo / В.А. Кириллов, Ю.И. Чумляков, А.Д. Коротаев, В.Х. Даммер // Изв. вузов. Физика. 2009, № 9/2. С. 41 - 47.

Подписано к печати 01.10.10. Бумага офсетная. Печать RISO. Формат 60x84/16. Тираж 100 экз. Заказ № 38-0143 Центр ризографии и копирования. Ч/П Тисленко О.В. Св-во №14.263 от 21.01.2002 г., пр. Ленина, 41, оф. №7а.

Введение

Глава 1. Закономерности пластической деформации и разрушения

ОЦК-материалов

1.1 Влияние легирования на структуру ядра и механизмы деформации в ОЦК-кристаллах

1.2 Двойникование в ОЦК-кристаллах

1.3 Влияние двойникования на разрушение

1.4 Прочностные и пластические свойства спинодальных сплавов на основе системы Бс-Сг

Глава 2. Постановка задач исследования, материал исследования и методика эксперимента

2.1 Постановка задач исследования

2.2 Материал исследования и методика эксперимента

2.3 Определение действующих скалывающих напряжений при одноосной деформации с учетом геометрического упрочнения или разупрочнения

Глава 3. Ориентационная и температурная зависимость критических скалывающих напряжений и механизмы пластического течения в спинодальных ОЦК-монокристаллах Ре-Сг-Со-Мо

3.1 Экспериментальное исследование критических скалывающих напряжений и механизмов пластического течения в спинодальных ОЦК-монокристаллах Бе-Сг-Со-Мо

3.2 Физическая природа деформационного двойникования и высокотемпературной ориентационной зависимости критических скалывающих напряжений в спинодальных монокристаллах Fe-Cr-Co-Mo

Глава 4. Деформационное упрочнение спинодальных

ОЦК-монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo

4.1 Экспериментальное исследование упрочнения при пластическом течении монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo

4.2 Деформационное упрочнение при скольжении в спинодальных монокристаллах Fe-Cr-Co-Mo

4.3 Упрочнение монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo при деформационном двойниковании

4.4 Упрочнение монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo при совместном действии двойникования и скольжения

Глава 5. Разрушение спинодальных ОЦК-монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo

5.1 Экспериментальное исследование разрушения монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo

5.2 Анализ факторов, определяющих ориентационную зависимость температуры хрупковязкого перехода монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo

5.3 Высокотемпературное разрушение сколом спинодальных монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo

Выводы

При. определенных требованиях прочности, термостойкости, технологичности предпочтительным материалом для постояннных магнитов являются сплавы на основе системы Бе-Сг-Со. Это безуглеродистые ОЦК сплавы, подверженные спинодальному расслоению в широкой области концентраций [1], в результате которого значительно повышается предел текучести и снижаются пластические характеристики [2]. Оптимальные магнитные свойства - высокие коэрцитивная сила, магнитная энергия и остаточная индукция - достигаются также в результате спинодального распада. Поскольку данные магниты работают в условиях высоких механических нагрузок, для разработки конструкций важно иметь подробные сведения об их механических свойствах. Кроме рассматриваемых сплавов для постоянных магнитов, может претерпевать спинодальное расслоение и приобретать связанные с ним прочностные и пластические свойства обширная группа марок ферритных сталей и сплавов системы Бе-Сг. С процессами расслоения в системе Бе-Сг также связывается опасное явление отпускной хрупкости, характерное для высокохромистых сталей мартенситного класса. Выяснение вопроса о природе развивающегося при спинодальном расслоении хрупкого разрушения во всех сплавах вышеназванных групп имеет практическое значение с точки зрения разработки методов их пластификации.

Детальные представления о закономерностях пластической деформации и разрушения сплавов на основе системы Бе-Сг-Со могут быть получены исследованием деформационного поведения монокристаллических образцов сплавов. Такие исследования важны не только для данных сплавов, но и для понимания физики прочности и пластичности стареющих сплавов в целом. Как было установлено серией работ, выполненных коллективами Сибирского физико-технического института [3-6], характерные для кристаллов с неплоской структурой дислокационного ядра особенности деформации при низких температурах — нарушение закона Боаса-Шмида, механическое двойникование, переход «хрупкость-вязкость»' и т.д. — наблюдаются также в высокопрочных гетерофазных сплавах с ГЦК решеткой. Таким образом, указанные выше' особенности* механизма деформации, прочностных свойств и разрушения кристаллов, обусловленные структурой индивидуальных дислокаций, не зависят от типа решетки и могут достигаться не только . изменением температуры испытания, но и структурным состоянием сплавов. В связи с этим можно предполагать, что для высокопрочных ОЦК кристаллов характерные особенности пластической деформации и разрушения, проявляемые при Т < 0,2Т/и, могут иметь место и при более высоких температурах: в области атермического скольжения, где отсутствует сильная температурная зависимость предела текучести.

Для проверки этого предположения хорошо подходят рассматриваемые сплавы системы Ре-Сг-Со. Во-первых, термической обработкой можно в широких пределах варьировать структурное состояние, прочность и пластичность сплава одного химического состава — от гомогенного низкопрочного высокопластичного до высокопрочного хрупкого гетерофазного состояния со значительными амплитудой расслоения и периодом модуляции [7]. Проводя либо изотермическое старение, либо ступенчатое, можно задавать не только период модуляции, но и, благодаря асимметрии области расслоения [7], морфологию - богатая хромом фаза а2 в богатой железом матрице ах или, наоборот, фаза а! в матрице а2 соответственно. Во-вторых, при старении этих сплавов снижается энергия дефекта упаковки, что в сочетании с высоким упрочнением должно способствовать особенно яркому проявлению как эффектов неплоского расщепления ядра винтовой дислокации при скольжении, так и механического двойникования.

Поскольку в ОЦК металлах деформация двойникованием обычно имеет место в области низких температур и совпадает с температурным интервалом хрупкого разрушения, то в ряде работ с механическим

-6) двойникованием связывается резкое снижение пластичности [8; 9]. С другой стороны, двойникование в суперферритных нержавеющих сталях обнаружено при повышенных температурах при сохранении1- высокой пластичности- кристаллов1/ [10].

В результате старения рассматриваемых сплавов происходит не только расслоение твердого раствора, но и выделение вторичных фаз по границам зерен. Предполагают, что эти фазы обусловливают хрупкое межзеренное разрушение [2]. Не исключено, что развитие хрупкости связано одновременно и с наличием зернограничных выделений и механическим двойникованием, поскольку известно, что взаимодействие двойников с границами зерен в сплавах на основе железа может приводить к зарождению межзеренных трещин даже в отсутствие выделений по границам зерен. Испытаниями монокристаллов удалось бы, в условиях исключения границ зерен, выяснить роль собственно механического двойникования в изменении механизма разрушения и снижения пластичности сплавов рассматриваемого класса. Кристаллографией растягивающих и сжимающих усилий можно задавать механизм пластической деформации - скольжение или двойникование, управлять множественностью действующих систем сдвига, изменять напряжения в плоскости скола.

Сохранение двойникования в монокристаллах спинодальных сплавов системы Бе-Сг-Со в широком интервале температур, направленное изменение числа действующих систем двойников и исключение двойникового канала деформации путем выбора ориентации кристаллов позволяет решать вопросы вклада двойникования в деформационное упрочнение и разрушение этих кристаллов. Вопрос о причинах, определяющих закономерности деформационного упрочнения ОЦК и ГЦК гетерофазных кристаллов в условиях одиночного и множественного двойникования, окончательно не выяснен. Многие авторы [8,11 -13] связывают деформационное упрочнение с увеличением плотности двойниковых границ и упрочнением по типу Холла-Петча. Данная точка зрения обосновывает деформационное упрочнение высокой эффективностью торможения двойникования когерентными границами двойников при сохранении условий совместности деформации в местах пересечения скольжения и двойникования друг с другом. Последнее достигается за счет развития в местах пересечения аккомодационных процессов скольжения и двойникования, пластического течения объемов матрицы и двойника, процессов раздвойниковывания, а при затруднении этих каналов пластической релаксации - за счет образования трещин [8,11 - 13].

На основании анализа существующего состояния вопроса определена цель работы - исследование закономерностей формирования прочностных и пластических свойств при спинодальном расслоении ОЦК-монокристаллов Ре-Сг-Со-Мо. Для ее достижения поставлены задачи исследования зависимостей критических скалывающих напряжений, механизма пластического течения, деформационного упрочнения, дислокационной структуры и механизма разрушения от ориентации, знака нагружения, амплитуды расслоения и температуры испытания монокристаллов Ре-28Сг-10Со-2Мо (ат.%). Для выполнения поставленных задач выбраны ориентации кристаллов и методы исследования.

При исследовании получены оригинальные научные результаты:

- впервые для ОЦК-материалов найдены высокотемпературная (до Т ~ 833 К) ориентационная зависимость и связанная с ней асимметрия критических скалывающих напряжений скольжения; впервые в магнитотвердых сплавах на основе системы Бе-Сг-Со обнаружено и исследовано высокотемпературное двойникование; впервые для спинодальных монокристаллов на основе системы Ре-Сг при одиночном скольжении установлена универсальная обратно пропорциональная зависимость максимального значения коэффициента деформационного упрочнения с1т/йу от действующих скалывающих напряжений;

- впервые для спинодальных монокристаллов на основе системы Ее-Сг установлена и исследована специфическая при механическом двойниковании стадийность кривых течения, обнаружены* раздвойниковывание под действием скольжения^ и при пересечении двойников и вторичное двойникование;

- впервые обнаружено, что при спинодальном расслоении сплавов на основе системы Бе-Сг расширяется температурный интервал хрупковязкого перехода, усиливается ориентационная зависимость верхнего порога хладноломкости, наблюдаются высокотемпературный (до Т ~ 673 К) скол и эмиссия двойников хрупкой трещиной.

Полученные в работе экспериментальные результаты, и установленные закономерности пластической деформации и разрушения спинодальных монокристаллов Ре-Сг-Со-Мо могут быть использованы для дальнейшего развития теории пластической деформации и разрушения ОЦК материалов. Практическая значимость результатов работы состоит в возможности их использования при разработке и технологии применения высокохромистых ферритных сталей и сплавов и материалов для постоянных магнитов.

Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка цитируемой литературы.

Выводы

1. Температурный интервал механического двойникования в монокристаллах Бе-Сг-Со-Мо, расширяющийся при спинодальном расслоении, распространяется на все температуры Т< 833 К. Пластическое-течение кристаллов с достаточно высоким фактором Шмида двойникующего сдвига начинается с двойникования, сменяющегося после некоторого деформационного упрочнения скольжением. Степень деформации двойникованием, зависящая от амплитуды расслоения и ориентации кристалла, может достигать 10-15 %, что значительно выше ранее наблюдавшихся в железе и сплавах на его основе значений. Ориентационная область доминирования двойникования расширяется при росте амплитуды расслоения, заполняя большую часть стандартного стереографического треугольника как при растяжении, так и при сжатии. Наблюдается зависимость механизма деформации от знака нагружения (растяжение или сжатие): пластическое течение, происходящее скольжением, при смене знака нагружения начинается с двойникования.

2. В результате спинодального расслоения монокристаллов Ре-Сг-Со-Мо ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений Ткр, присущая низкотемпературной деформации ОЦК-кристаллов, распространяется на температуры атермического скольжения Т > Т0 ~ 373 К вплоть до 833 К. Эта зависимость проявляется, во-первых, в том,, что кристаллы антидвойниковых ориентаций деформируются скольжением, а двойниковых - двойникованием, для которого т^ существенно ниже, чем для скольжения. Во-вторых, критические скалывающие напряжения скольжения т^ в кристаллах двойниковых ориентаций, определенные по первому появлению- скольжения после двойникования, ниже, чем ткр скольжения в кристаллах антидвойниковых ориентаций. Как проявление ориентационной зависимости т,ф в монокристаллах Бе-Сг-Со-Мо наблюдается асимметрия т^ относительно знака нагружения.

3. С ростом амплитуды расслоения происходит значительное снижение деформационного упрочнения при скольжении в монокристаллах Fe-Cr-Co-Мо. Максимальное значение коэффициента деформационного ^ упрочнения 0= dx/dy при одиночном скольжении определяется- преимущественно действующими скалывающими напряжениями, независимо от ориентации, структурного состояния и температуры. В широком интервале температур Т < 833 К в различных структурных состояниях и ориентациях выполняется универсальная зависимость величины максимального коэффициента деформационного упрочнения при одиночном скольжении dz/dy = В/т. Коэффициент пропорциональности В не зависит от ориентации, структурного состояния кристалла и температуры.

В высокопрочных состояниях при значительном дополнительном действии геометрического разупрочнения (например, при растяжении в направлениях <144)-(111)) происходит вырождение кривых течения а(е): их наклон падает до нулевого значения, и пластическое течение теряет устойчивость после е = 1*2 %.

4. При пластическом течении двойникующихся монокристаллов Fe-Cr-Со-Мо проявляются стадия двойникования, стадия двойникования и скольжения, стадия скольжения. Коэффициент деформационного упрочнения 0 имеет высокие значения, когда двойники пересекаются двойниками и скольжением с другим направлением сдвига. При взаимодействии двойников со скольжением уменьшается их объемная доля в результате возвращения в матричную ориентацию и 0 снижается. При взаимном пересечении двойников также происходит возвращение их объемов в матричную ориентацию, наблюдается вторичное двойникование.

5. При спинодальном расслоении монокристаллов Fe-Cr-Co-Mo с 1 ростом деформирующих напряжений и активизацией высокотемпературного двойникования на 150 К по сравнению с твердым раствором повышается нижняя температура хрупковязкого перехода и до 400 К расширяется его температурный интервал. Низкая поверхностная энергия плоскости (001) и высокие локальные напряжения при двойниковании определяют большую долю скола в изломе и более высокие температуры хрупковязкого перехода в кристаллах с осью растяжения [001] по сравнению с кристаллами других ориентаций во всех структурных состояниях.

6. По причине устойчивости вершины трещины к эмиссии дислокаций в спинодальных ОЦК-монокристаллах Бе-Сг-Со-Мо разрушение сколом наблюдается не только при Г < Го, но и в области атермического скольжения, вплоть до 673 К.

7. При разрушении сколом монокристаллов Ре-Сг-Со-Мо ориентаций, близких к кубической, происходит эмиссия двойников вершиной трещины, создающая характерные ступени на поверхности излома, текстура которых зависит от направления фронта трещины.

1. Kaneko Н., Homma М., Nakamura К. New ductile permanent magnet of Fe-Cr-Co system // A1. Conf. Proc. Magn. and Magn. Mat. 1972, N 5. P. 1088 -1092.

2. Jin S., Mahajan S., Brasen D. Mechanical Properties of Fe-Cr-Co ductile permanent magnet alloys // Met. Trans. 1980. Vol. 11A, N 1. P. 69 76.

3. О двойниковании в дисперсноупрочненных сплавах / Ю.И. Чумляков, В.Н. Линейцев, Ю.Г. Веселов, Л.С. Бушнев, А.Д. Коротаев // Докл. АН СССР. 1980. Т. 253, № 1. С. 100 104.

4. Асимметрия механизма деформации в монокристаллах дисперсно-твердеюзих сплавов / А.Д. Коротаев, Ю.И. Чумляков, A.M. Ли,

5. B.Ф. Есипенко, Ж.Х. Хамитов // Доклады АН СССР. 1984. Т. 275, № 3.1. C. 619 622.

6. Двойникование в гетерофазных монокристаллах Cu-Ni-Sn / А.Д. Коротаев, Ю.И. Чумляков, Ж.Х. Хамитов, A.M. Ли // Доклады АН СССР. 1985. Т. 284, № 3. С. 606 609.

7. Коротаев А.Д., Чумляков Ю.И. Физика пластичности и разрушения высокопрочных кристаллов // Изв. вузов. Физика. 1992. № 9. С. 3 24.

8. Minowa Т., Okada М., Homma М. Further studies of the miscibility gap in an Fe-Cr-Co permanent magnet system // IEEE Trans, on Mag. 1980. Vol. 16, N3.P. 529-533.

9. Christian J.W., Mahajan S. Deformation twinning // Prog, in Mat. Sci. 1995. Vol. 39. P. 1 -157.

10. Reid C.N. The association of twinning and fracture in bcc metals // Met. Trans. 1981. Vol. 12A. P. 371 377.

11. Magnin Т., Moret F. Mechanical twinning in ferritic stainless steels // Scripta Met. 1982. Vol. 16. P. 1225 1228.

12. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких металлов. Киев: Наук. Думка, 1975. 316 с.

13. Моисеев В.Ф., Трефилов В.И. Вклад двойникования в пластическую деформацию поликристаллов // Физическая природа пластической деформации и разрушения металлов. Киев: Наук, думка, 1969. С. 7 — 11.,

14. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов / В.И. Трефилов, В.Ф. Моисеев, Э.П. Печковский и др. Киев: Наук, думка, 1989. 256 с.

15. Витек В. Термически активированное движение винтовых дислокаций в металлах с ОЦК-решёткой // Актуальные вопросы теории дислокаций. М.: Мир, 1968. С. 236 254.

16. Витек. В., Кроупа Ф. Дислокационная теория геометрии скольжения и температурной зависимости деформирующего напряжения в ОЦК-металлах // Там же. С. 255 — 262.

17. Sestac В., Zarubova N. Asymmetry of slip in Fe-Si alloy single crystals // Phys. Stat. Sol. 1965. Vol. 10, N 1. P. 239 250.

18. Keh A.S. Work hardening and deformation sub-structure in iron single crystals deformed in tension at 298 К // Phil. Mag. 1965. Vol. 12, N 115. P. 9-30.

19. Spitzig W.A. Analysis of thermally activated flow in iron single crystals // Acta Met. 1970. Vol. 18, N 12. P. 1275 -1284.

20. Spitzig W.A. Deformation behavior of nitrogenated Fe-Ti-Mn and Fe-Ti single crystals // Acta Met. 1981. Vol. 29, N 10. P. 1359 1377.

21. Stutham S.D., Vesely D., Christian J.W. Slip in single crystals of niobium-molybdenum alloys deformed in compression // Acta Met. 1970. Vol. 18, N 5. P. 1243 -1252.

22. Chang L.N., Taylor G., Christian J.W. Stress asymmetries in the deformation behavior of niobium single crystals // Acta Met. 1983. Vol. 31., N 1. P. 3742.

23. Mitchell T.E, Foxall R.A., Hirsch P.B. Work-hardening in Niobium single crystals // Phil. Mag. 1963. Vol. 8, N 95. P. 1895 -1920.

24. Guiu F., Pratt P.L. The effect of orientation on the yielding and flow of molybdenum single crystals // Phil. Stat. Sol. 1966. Vol. 15, N 2. P. 539552. '

25. Davidson D.L., Brothen F.R. Asymmetric mechanical properties of molybdenum-rhenium alloy crystals // Scripta Met. 1971. Vol. 5, N 4. P. 303-308.

26. Argon A.S., Maloof S.R. Plastic deformation of tungsten single crystals at low temperatures // Acta Met. 1966. Vol. 14, N 11. P. 1449 1462.

27. Хартли К. Реакции между дислокациями в О.Ц.К. структурах // Актуальные вопросы теории дислокаций. М.: Металлургия, 1968. С. 219-235.

28. Christian J.W. Some surprising features of the plastic deformation of body-centered cubic metals and alloys // Met. Trans. 1983. Vol. 14A. P. 1237 -1256.

29. Sestak B. and Blahovec J. The Temperature Dependence of Slip Planes in Fe 3.4% Si Single Crystals // Phys. Stat. Sol. 1970. Vol. 40B, N 2. P. 599 -607.

30. Statham C.D., Vesely D., Christian J.W. Slip in single crystals of niobium-molybdenum alloys deformed in compression // Acta Met. 1970. Vol. 18. P. 1243 -1252.

31. Mitchell Т. E., Spitzig, W. A. Three-stage hardening in tantalum single crystals // Acta Met. 1965. Vol. 13. P. 1169 -1179.

32. Duesbery M.S. Foxall R.A. A detailed study of the deformation of high purity niobium single crystals // Phil. Mag. 1969. Vol. 20, N 166. P. 719 751.

33. Saka H., Taylor G. Slip systems in a body-centred-cubic Li-Mg alloy // Philosophical Magazine. 1981. Vol. 43A, N 6. P. 1377 -1392.

34. Basinski Z.S., Duesbery M.S., Murty G.S. The orientation and temperature dependence of plastic flow in potassium // Acta Metallurgica. 1981. Vol. 29, N 5. P. 801 807.

35. Vitek V., Perrin R. C., Bowen D. K. The core structure of У2(111) screw dislocations in b.c.c. crystals // Phil. Mag. 1970. Vol. 21. P. 1049 -1073.

36. Minami F., Kuramoto E., Takeuchi S. Motion of screw dislocations under stress in a model B.C.C. lattice // Phys. Status Solidi. 1972. 12A. P. 581 -588.

37. Takeuchi S. Computer simulation of motion of <111> superlattice screw dislocation in the CsCl-type lattice // Phil. Mag. 1980. Vol. 41A. N 4. P. 541 -553.

38. Sato A., Masuda K. Screw-dislocation motion in b.c.c. transition metals model calculation using a tight-binding-type electronic theory // Phil. Mag. 1981. Vol. 43B, N 1. P. 1 17.

39. Duesbery M.S., Vitek V., Bowen D.K. The effect of shear stress on the screw dislocation core structure in BCC cubic lattices // Proc. Roy. Soc. 1973. Vol. 332A.P. 85-111.

40. Vitek V. Computer Simulation of the Screw Dislocation Motion in b.c.c. Metals under the Effect of the External Shear and Uniaxial Stresses // Proc. R. Soc. 1976. Vol. 352A. P.109-124. • •

41. Veyssiere P. Dislocation core effects in plasticity // Revue Phys. Appl. 1988 Vol. 23. P. 431-443.

42. Conrad H. On the mechanism of yielding and flow in iron // J. Iron and Steel Inst. 1961. Vol. 198, N 4. P. 364-375.

43. Мильман Ю. В., Трефилов В. И. О физической природе температурной зависимости предела текучести // Механизм разрушения металлов. Киев: Наук, думка, 1966. С. 59 76.

44. Мастерс Б., Христиан И. Экспериментальное доказательство существования силы Пайерлса — Набарро в ниобии, ванадии, тантале и железе // Структура и механические свойства металлов. М.: Металлургия, 1967. С. 287 293.

45. Конрад Г. Текучесть и пластическое течение ОЦК-металлов при низких температурах // Там же. С. 225 254.

46. Sleeswyk A.W. 1/2 <111> screw dislocations and the nucleation of {112} <111> twins in B.C.C. lattice // Phil. Mag. 1963. Vol. 8, N 93. P. 14671486.4

47. Hull D. The initiation of slip at the tip of a deformation twin in alpha-iron // Acta Met. 1961. Vol. 9, N 9. P. 909 912.

48. Marcinkowski M.J., Lipsitt H.A. The plastic deformation of chromium at low temperatures // Acta met. 1962. Vol. 10, N 1. P. 95 111.

49. Hull D. Yielding and twinning in alpha-iron // Acta Met. 1961. Vol. 9, N 1. P. 191-193.

50. Reid C.N. A review of mechanical twinning in body-centered cubic metals and ints relation to brittle fracture // J. Less-Common Metals. 1965. Vol. 9, N 2. P. 105 -122.

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

52. Cottrell A. H., Bilby B. A. A mechanism for the growth of deformation^ twins in crystals // Phil. Mag. 1951. Vol. 42, N 329. P. 573 581.

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

54. Mahajan S., Jin S., Brasen D. Micro-twinning in a spinodally decomposed Fe-Cr-Co alloys // Acta Met. 1980. Vol. 28, N 7. P. 971 977.

55. Sleeswyk A.W. Emissary dislocations: theory and experiments on the propagation of deformation twins in alpha-iron // Acta Met. 1962. Vol. 10, N8. P. 705-725.

56. Votava E., Sleeswyk A.W. Emissary dislocations in a molybdenum-rhenium alloy // Acta Met. 1962. Vol. 10, N 10. P. 965 970.

57. Яковлева Э.В., Якутович M.B. Влияние двойникования на хрупкое разрушение кристаллов цинка // ЖТФ. 1950. Т. 20, вып. 4. С. 420 423.

58. Green M.L., Cohen М. Pseudotwinning and pseudoelasticity in (3 Fe-Be alloys // Acta Met. 1979. Vol. 27, N 9. P. 1523 -1538.

59. Mahajan S. Accommodation at deformation twins in bcc crystals // Acta Met. 1981. Vol. 12A, N 3. P: 379 386.

60. Mahajan S. Interrelationship between slip and twinning in b.c.c. crystals // Acta Met. 1975. Vol. 23, N 6. P. 671 684.

61. Mahajan S. Twin-slip and twin-twin interactions in Mo-35 at % Re alloy // Phil. Mag. 1971. Vol. 23, N 184. P. 781 794.

62. Sleeswyk A.W. Emissary dislocation-twin interactions and twin growth // Acta Met. 1964. Vol. 12, N 5. P. 669 673.

63. Sleeswyk A.W., Helle J.N. Zigzag configurations of twins in alpha-iron // Acta Met. 1961. Vol. 9. P. 344 351.

64. Mahajan S. Observations on the interaction of twins with grain boundaries in Mo-35 at % Re alloy // Acta Met. 1973. Vol. 21, N 3. P. 255 260.

65. Beardmore P., Hall D., Valintine P. Crack propagation in single crystals of tungsten // Phil. Mag. 1965. Vol. 12, N 119. P. 1021 1041.

66. Фирстов С.А. Структура и фрактографические особенности разрушения ОЦК металлов // Физика разрушения. Киев. 1976. 4.1. С. 60 71.

67. Фрактографические особенности разрушения поликристаллического молибдена при переходе от хрупкого разрушения к вязкому /

68. A.Д. Васильев, И.С. Малашенко, В. А. Писаренко и др. // Пробл. прочности. 1977. № 4. С. 91 99.

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

70. Васильев А.Д., Моисеев В.Ф., Фирстов С.А. Соотношение межзеренного разрушения и скола в ОЦК-металлах в интервале температур хрупко-вязкого перехода // Металлофизика. 1984. Т. 6, № 3. С. 68 72.

71. Определение эффективной поверхностной энергии молибдена- при фрактографических исследованиях / А.Д. Васильев, И.К. Походня,

72. B.И. Трефилов, С.А. Фирстов // Физика и химия обработки материалов. 1981. №3. С. 100-104.t

73. Васильев А.Д., Фирстов С.А. О температурной зависимости вязкости разрушения ОЦК металлов / Структура, механические свойства и разрушение реальных кристаллов: Сб. научн. тр. Киев: ИПМ АН УССР, 1988. 186 с.

74. Романив О.В. Вязкость разрушения конструкционных сталей. М.: Металлургия, 1979. 176 с.

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

76. Gilman J.J. Direct Measurement of the surface energies of crystals // J.of Appl. Phys. 1960. Vol. 31, N 12. P. 2208 2218.

77. Орован E. Классическая и дислокационная теория хрупкого разрушения // Атомный механизм разрушения. М.: Металлургия, 1963. С. 170 -184.

78. Иоффе А. Ф. Избранные труды. Л.* Наука, 1974. Т. 1. 344 с.

79. Гиндин И.А. О влиянии предварительного нагружения при 300 К на механические свойства технического железа при 77 К // ФММ. 1960. Т. 9, вып. 3. С. 447-450.

80. Джоффи Р.Д., Мейкат Д.Дж., Дуглас Р.У. Рений и тугоплавкие металлы платиновой группы. М.: Изд. иностр. мет., 1963. 116 с.

81. Мильман Ю.В., Рачек А.П., Трефилов. В.И. Исследование механизма деформации и хрупкого разрушения сплавов переходных металлов на основе группы VIA // Вопросы физики металлов и металловедения. Киев: Изд. АН УССР, 1964. Вып. 20. С. 3.

82. Basinsky Z.S., Sleeswyk A. On the ductility of iron at 4,2 К // Acta Met. 1957. Vol. 5, N 3. P. 176 -179.

83. Hull D. Effect of grain size and temperature on slip, twinning and fracture in 3% silicon iron // Acta Met. 1961. Vol. 9, N 3. P. 191 -196.

84. Williams D.F., Reid C.N. Adinamic study of twin induced frittle fracture I I Acta Met. 1971. Vol. 19; N 9. P. 931 937.

85. Курдюмова Г.Г. Влияние двойникования на пластичность высоколегированных сплавов на основе хрома // Металлофизика. 1985. Т. 7, №4. С. 93-98.

86. Трефилов В.И., Моисеев Ф.Ф. Дисперсные частицы в тугоплавких металлах. Киев: Наук, думка, 1978. 240 с.

87. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Суховаров В.Ф. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов. Новосибирск: Наука. Сиб. отд-ние, 1989. 211 с.

88. Разрушение молибденового сплава с 3,5% (об.) TiN / В. И. Трефилов, И. К. Походня, А. Д. Васильев и др. // Пробл. Прочности, 1977. № 5. С. 27 32.

89. Механизм разрушения литого ниобиевого сплава с дисперсным упрочнением / О. И. Баньковский, А. Д. Васильев, И. С. Малашенко и др. // Пробл. проч. 1977. № 7. С. 88 94.

90. Механизмы разрушения дисперсноупрочненного молибденового сплава с прочной межфазной границей / А. Д. Васильев, И. С. Малашенко, В.Ф. Моисеев и др. // Пробл. проч. 1978. №1. С. 60 64.

91. Разрушение дисперсноупрочненного ванадиевого сплава / О.И. Баньковский, А.Д. Васильев, И.С. Малашенко и др. // Пробл. проч. 1978. №3. С. 102-110.

92. Gondhi С., Ashby M.F. Fracture mechanism for materials cleave: f.c.c., b.c.c. and h.c.p. metals and ceramics // Acta met. 1979. Vol. 27, N 6. P. 1565.

93. Gook J., Gordon J. E. On distribution stresses about top of moving crack// Proc. Roy. Soc. A. 1964. 282. P. 508 511.

94. Williams R.O., Paxton H.W. The nature of aging of binary iron-chromium alloys around 500 °C. // J. Iron a steelTnst., 1957. Vol. 185, N 3. P. 357 374.

95. Marcinkowski M.J., Fisher R.M., Szirmae A. Effect of 500°C aging on the deformation behavior of an iron chromium alloy // Trans. AIME. 1964. Vol. 230. P. 676 689.t

96. Винтайкин E.3., Дмитриев В.Б., Колонцев В.Ю. Нейтронографическое исследование кинетики-расслоения твёрдых растворов Fe-Cr. // ФММ. 1970. Т. 29, вып. 6. С. 1257 -1266.

97. Fe-Cr-Co, permanent magnet alloys containing silicon / H. Kaneko, M. Homma, K. Nakamura, M. Miura. IEEE Trans Mag., 1972. Vol. 18. P. 347-348.

98. Винтайкин E.3., Баркалая A.A. Область расслоения на диаграмме состояния Fe-Cr-Co. // Известия АНСССР. Металлы. 1977, № 6. С. 192 -195.

99. Tahara Е., Nacamura J., Inagaki М., Iwaosi J. Mossbauer study of spinodal decomposition of Fe-Cr-Co alloy // Phys Stat. Sol. 1977(c). Vol. 41C. P. 451-458.

100. Okada M., Thomas G., Homma M., Kaneko H. Microstructure and magnetic properties of Fe-Cr-Co alloys // IEEE Trans, on Mag. 1978. Vol. 14, N 4. P. 245-252.

101. Brenner S.S., Camus P.P., Miller M.K., Soffa W.A. Phase separation and coarsening in Fe-Cr-Co alloys // Acta Met. 1984. Vol. 32. N 8. P. 1217 -1227.

102. Винтайкин Б.Е., Кузьмин P.H. Об особенностях тонкой кристаллической структуры высококоэрцитивного сплава Fe-Cr-Co-Mo // ФММ. 1986. Т. 61, № 3. С. 561 -568.

103. Беляцкая И.С., Арабей Е.В., Умпелев A.M. Магнитные свойства монокристаллов сплавов Fe-Cr-Co-W // ФММ. 1982. Т. 53, № 5. С. 906 910.

104. Структурные превращения и магнитные свойства сплавов на основе системы Fe-Cr-Co-Mo /Т. В. Иванова, Т. П. Панина, JI. М. Магат, Е. В. Белозёров, В. Г. Майков, Я*. С. Шур. // ФММ. 1977. Т. 43, вып. 6. С. 1201 -1211.

105. Беляцкая И.С., Сухарева Е.А. Магнитные свойства и структура монокристаллов сплавов Fe-Cr-Co и Fe-Cr-Co-Mo // ФММ. 1979. Т. 48, вып. 4. С. 759 763.

106. Cremer R., Pfeiffer I. Permanent magnet properties of Fe-Cr-Co alloys // Physica. 1975. Vol. 80 B. P. 164 176.

107. Fe-Cr-Co permanent magnet alloys containing Nb and A1 / H. Kaneco, M. Homma, T. Fukunaga, M. Okada // IEEE Trans on Mag. 1975. Vol. 11, N 5. P. 1440 -1442.

108. Fe-Cr-Co permanent magnet alloys heat-treated in the riade region of the miscibility gap / Homma M., Okada M., Minowa Т., Horikoshi E. // IEEE Trans on Mag. 1981. Vol. 17, N 6. P. 3473 3478.

109. Формирование структуры и магнитных свойств в анизотропных постоянных магнитах на основе сплавов Fe-Cr-Co / Б.А. Самарин,

110. B.C. Шубаков, Б.А. Максимов, Н.Н. Конев // Магнитные материалы. М.: Металлургия, 1985. С. 30-39.

111. Исследование структурных превращений в сплаве Fe-Co-Cr-Si методами ядерного гамма- и магнитного резонанса / Е. Е. Юрчиков, В.В. Сериков,

112. Г.В. Иванова, Л.М. Магат, Я. С. Шур // ФММ. 1977. Т. 44, № 1. С. 65-71.

113. Исследование сплавов для постоянных магнитов системы Fe-Co-Cr с разным содержанием кобальта методами ЯМР и ЯГР / В.В. Сериков, Н.М. Клейнерман, Е.В. Белозеров и др. // ФММ. 1987. Т. 64, № 2. С. 333-337.

114. М. Е. Houghton, P. L. Rossiter, P. Е. Clark. Mossbauer study of Fe-Cr-Co magnet alloys //J. Mat. Science. 1978. Vol. 23. P. 155 156.

115. M. Eibschutz, S. Mahajan, S. Jin, D. Brasen / Phase separation in a low-cobalt Cr-Co-Fe alloy // J. of Mag. Mat. 1980.15 -18. P. 1181 -1182.

116. Chin T.S., Chany G.J., Wu T.S., Hsu Т.К., Chang J.H. Deterioration effect of manganese on magnetic properties of Fe-Cr-Co permanent magnet alloys // IEEE Trans, on Mag. 1983. Vol. 19, N 5. P.2035 2037.

117. Исследование особенностей модулированной структуры методами ЯГР и ЯМР в сплавах для постоянных магнитов системы Fe-Cr-Co /

118. B.В. Сериков, Н.М. Клейнерман, Е.Е. Юрчиков и др. // ФММ. 1984. Т. 58, №2. С. 282-288.

119. Терентьева Г.К., Самарин Б.А., Белова В.М. Магнитно-тепловые эффекты сплава системы Fe-Cr-Co // Изв. Вузов. Чер. мет. 1986. № 9.1. C. 152-153.

120. Kaneco Н., Homma М., Nakamura К. Phase diagram of Fe-Cr-Co permanent magnet system // IEEE Trans, on Mag., 1977. Vol. 13, N 5. P. 1325 -1327.

121. Бозорт P. Ферромагнетизм / Пер. с англ. под ред. Е.И. Кондорского, Б.Г. Лившица. М: Изд-во иностр. лит., 1956. 784 с.

122. Винтайкин Б. Е., Кузьмин Г., Н. Об особенностях тонкой кристаллической структуры высококоэрцитивного сплава Fe-Cr-Co-Mo // ФММ. 1986. Т. 61, № 3. С. 561 — 568.

123. Zhu F., Wendt Н., Alvensteben L.V., Haasen P. Film atomprobe studies of permanent magnets // IEEE Trans, on Mag. 1984. Vol. 20. № 5. P. 1619 -1621.

124. Винтайкин Б.Е., Кузьмин Р.Н., Сухарева Е.А. Типы тонкой кристаллической структуры и механизмы их образования в магнитно-жестких сплавах на основе Fe-Cr-Co // Изв. вузов. Физика. 1990. Т. 33, № 6. С. 73.

125. Fe-Cr-Co ductile magnet with (BH)max = 8 MG-Oe / H. Kaneco, M. Homma, M. Okada, S. Nakamura, N. Ikita // AIP Conf. Proc., 1975. Vol. 29. P. 620 621.

126. Fisher R.D., Dulis E.J., Karrol K.G. Identification of the precipitata acompaning 885°F embrittlement in chromium steels // Trans AIME, J. of Metals. 1953. Vol. 197. P. 690 695.

127. Гудремон Э. Специальные стали. M.: Металлургия, 1966. Т. 1. 736 с.128 129. Lagneborg R.D. Deformation in an iron 30% chromium alloys aged at 475 °C // Acta Met. 1967. Vol. 15, N 11. P. 1737 1745.

128. Kato M., Horie S., Tong C.L. Evaluation of critical resolved shear stress for systems with general periodic stress fields // Phys. Stat. Sol. (A). 1986. Vol. 98A, N 1. P. 209-214.

129. The effect of vanadium and vanadium plus titanium on the magnetic and mechanical properties of Fe-Cr-Co hard magnets / Y. Belli, R.K. Mishra, K. Kubarych, M. Okada // Mat. Sci. and Eng. 1981. Vol. 47. P. 69 75.

130. Механические свойства сплава XK15 при растяжении и кручении / Т.Н. Мехед, И.М. Миляев, И.Е. Мусорина и др. // Пластичность металлов и сплавов с особыми свойствами. М.: Металлургия. 1982. С. 90 93.

131. Магнитные и механические свойства сплавов системы Fe-Cr-Co-V с 5 вес.% V / Г.Н. Мехед, JI.A. Кавалерова, И.М. Миляев и др. // Там же. С. 83-87.

132. Беляцкая И.С., Серебряков В.Г. Анизотропия упругих свойств в сплавах железо-хром-кобальт // Физ. мет. и металловед. 1980. Т. 49, № 5. С. 1113-1114.

133. Hirsch Р.В., Kelly A. Stacking-fault strengthening // Phil. Mag. 1965. Vol. 12, N119. P. 881-900.

134. Lagerlof K.P.D., Castaing J., Pirouz P., Heuer A.H. Nucleation and growth of deformation twins: a perspective based on the double-cross-slip mechanism of deformation twinning // Phil. Mag. 2002. 82, N 15. P. 2841 2854.

135. Moiseev V. F., Trefilov V. I. Change of the deformation mechanism (slip-twinning) in polycrystalline a-iron // Phys. status, solidy. 1966. 18, N 11. P. 881-895.

136. McRickard S.B., Chow J.G.Y. The effect of twinning on the yield stress of polycrystalline iron at low temperatures // Trans. AIME. 1965. 223, N 1. P. 146 -153.

137. Rosenfeeld A.R. Deformation twinning of Cr-Re alloys // J. Less-Common Metals. 1964. 7, N 3. P. 235 238.

138. Трефилов В. И. Роль типа межатомной связи при хрупком разрушении // Физическая природа хрупкого разрушения. Киев : Наук, думка, 1965. С. 2259.

139. Келли А. Высокопрочные материалы. М.: «Мир», 1976. 264 с.

140. Скороход В.В., Солонин Ю.М. Дефекты упаковки в переходных металлах. Киев: «Наук, думка», 1976. 176 с.

141. Ландау Л.Д., Лифшиц Е.М. Теоретическая физика. Т. VII. Теория упругости. М.: «Наука», 1987. 246 с.

142. Бернштейн. М.Л., Займовский В.А. Механические свойства металлов. М.: «Металлургия», 1979. 496 с.

143. Русаков Г.В., Литвинов А.В. Пересечение деформационных двойников в Р-сплавах титана // ФММ. 2002. Т.93, № 5. С. 17 24.

144. Sleesvik A.W., Verbraak С.А. Incorporation of slip dislocations in mechanical twins 1 // Acta met. 1961. Vol. 9. P. 917 - 927.

145. Adler P.H., Olson G.B., Owen W.S. Strain hardening of Hadfield manganese steel // Met. Trans. 1986 Vol. 17A. P. 1725 1737.

146. Ирвин Дж., Парис. П. Основы теории роста трещин и разрушения // Разрушение / Под ред. Г. Либовица. М.: Мир, 1976. Т. 3. С. 17 86.

147. Prahl J., Machova A., Landa М., Hausild P., Karlic M., Spielmannova A., Clavel M., Haghi-Ashtiani P. Fracture of Fe-3 wt.% Si single crystals // Mat. Sci. and Eng. 2007. Vol. 462A. P. 178 182.

148. Bosansky J., Smida T. Deformation twins probable inherent nuclei of cleavage fracture in ferritic steels // Mat. Sci. and Eng. 2002. Vol. 323A. P. 198-205.

149. Tomcoh P.M. Разрушение // Физическое металловедение: В 3-х т. / Под ред. Р.У. Кана и П. Хаазена; т. 3: пер. с англ. / Под ред. О.В. Абрамцева, Ч.В. Копецкого, А.В. Серебрякова. М.: Металлургия, 1984. С. 324 391.