Закономерности и механизмы деформации и переориентации кристалла при больших пластических деформациях аустенитной стали тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

ии^4Ь0 189 ШЕВЧЕНКО Наталья Валерьевна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ И МЕХАНИЗМЫ ДЕФОРМАЦИИ И ПЕРЕОРИЕНТАЦИИ КРИСТАЛЛА ПРИ БОЛЬШИХ ПЛАСТИЧЕСКИХ ДЕФОРМАЦИЯХ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ

Специальность: 01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск-2008

003450189

Работа выполнена в Учреждении Российской академии наук Институте физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН и

ГОУ ВПО «Томский государственный университет», в Сибирском физико-техническом институте.

Научный руководитель: доктор физико-математических наук,

профессор Тюменцев Александр Николаевич

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор Дударев Евгений Федорович

доктор физико-математических наук Афанасьев Николай Иванович

Ведущая организация: ГОУ ВПО «Томский государственный архи-

тектурно-строительный университет»

Защита состоится «26» сентября 2008 г. в 14.30 часов на заседании диссертационного совета Д 003.038.01 при ИФПМ СО РАН по адресу: 634021, г. Томск, пр. Академический, 2/4, факс: (3822) 492576

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН. Автореферат разослан ««&? » августа 2008 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор технических наук, профессор ( О.В. Сизова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы диссертации. Широкое техническое использование больших пластических деформаций в технологических процессах прокатки, волочения, создания субмикро- и нанокристаллических материалов определяют необходимость выяснения закономерностей и механизмов пластической деформации при высоких степенях деформации. В таких условиях могут развиваться различного типа неустойчивости пластического течения с активизацией ротационных мод деформации и формированием полос локализации деформации (ПЛД), в том числе, с переориентацией кристаллической решетки.

Явление локализации деформации играет важную роль в процессах пластической деформации металлических материалов, часто определяет технологические режимы их обработки и контролирует процессы разрушения. К настоящему времени предложен ряд физических и структурных механизмов локализации деформации. Однако до сих пор во многих случаях эти механизмы не способны удовлетворительно описать физические закономерности этого явления или выявить его физическую природу.

Таким образом, не только с точки зрения развития физических основ технологии глубокой деформации, но и физики пластичности металлов и сплавов, решение проблем физической природы и механизмов формирования ПЛД различного типа является весьма актуальным. В последние годы эта актуальность возрастает в связи с интенсивным развитием новых технологий получения субмикро- и нанокристаллических структурных состояний многочисленными методами интенсивной пластической деформации (ИПД) и необходимостью выяснения основных закономерностей и механизмов переориентации кристаллической решетки при формировании этих состояний.

Тема диссертационной работы лежит в рамках этих проблем применительно к вопросам локализации деформации и формирования наноструктурных состояний при больших (интенсивных) пластических деформациях аустенитных сталей. В работе [1] для объяснения закономерностей переориентации кристаллической решетки в ПЛД указанных материалов предложен новый механизм деформации - механизм локальных обратимых (у-»а->у) структурных превращений мартенситного типа с осуществлением обратных превращений по альтернативным системам. Высказано предположение о важной роли указанных выше превращений при формировании наноструктурных состояний. Настоящая диссертационная работа является логическим продолжением и развитием этих работ и посвящена:

• более строгому экспериментальному обоснованию указанного выше механизма деформации;

• теоретическому анализу связанных с этим механизмом новых носителей деформации;

• дальнейшему развитию представлений о (у—»а—>у) превращениях как механизмах образования в ГЦК кристаллах частичных и полных дислокаций и двойников деформации;

• исследованию закономерностей формирования наноструктурных состояний в условиях реализации этих механизмов деформации.

Исходя из вышеизложенного, целью диссертационной работы является исследование закономерностей и выявление механизмов деформации и переориентации

кристаллической решетки в явлениях локализации деформации, механического двойникования, формирования при больших пластических деформациях аустенит-ной стали субмикро- (СМК) и нанокристаллических (НК) структурных состояний в условиях ее фазовой нестабильности в полях напряжений.

Для достижения этой цели в работе решались следующие задачи:

1. Электронномикроскопическое исследование закономерностей переориентации кристаллической решетки, дефектной субструктуры, локальных внутренних напряжений и особенностей деформационных фазовых (мартенситных) превращений в полосах локализации деформации аустенитных сталей в процессе их прокатки при комнатной температуре. Анализ механизмов пластической деформации и роли локальных обратимых (у-»а->у) структурных превращений мартенситного типа при формировании этих полос.

2. Теоретический анализ дисторсий кристаллической решетки в зонах (у-»а->у) превращения, приводящего к формированию полос локализации деформации с 60°<110> переориентацией кристаллической решетки. Выяснение относительного вклада различных мод деформации и переориентации кристалла в общую дистор-сию этого превращения.

3. Исследование эволюции дефектной субструктуры и деформационных фазовых превращений в аустенитной стали при больших (интенсивных) пластических деформациях прокаткой и кручением в наковальнях Бриджмена. Выявление основных закономерностей и механизмов формирования в этих условиях СМК и НК структурных состояний.

4. Разработка (с использованием различных вариантов у->а—»у превращения) новых (не полюсных) моделей механического двойникования и зарождения частичных дислокаций как носителей двойниковой моды деформации. Физическое обоснование активизации явления механического двойникования на заключительных этапах формирования наноструктурных состояний при интенсивной пластической деформации аустенитной стали.

Научная новизна.

1. В полях высоких локальных остаточных напряжений, формирующихся при больших пластических деформациях аустенитной стали 02Х17Н14М2, обнаружена а-фаза прямого плюс обратного (у—>а-»у) превращения, являющаяся структурным доказательством указанного превращения как одного из механизмов пластической деформации и переориентации кристалла.

2. Предложена атомная модель (у->сс-»у) превращения мартенситного типа как механизма образования в ГЦК кристаллах частичных и полных дислокаций и двойников деформации. На ее основе дано физическое обоснование активизации частичных дислокаций и механического двойникования при пластической деформации ГЦК материалов в субмикро- и нанокристаллических структурных состояниях и новые механизмы двойникования, обнаруживаемые в этих состояниях.

3. Проведен теоретический анализ дисторсий кристаллической решетки при образовании фрагментов 60°<110> переориентации механизмом прямого плюс обратного (у-»а—уу) мартенситного превращения. Показано, что важную роль в реализации этого механизма играют однородная деформация превращения и связанные с ней диагональные компоненты тензора локальных напряжений.

4. Получены экспериментальные свидетельства важной роли локальных обратимых превращений мартенситного типа и механического двойникования при формировании наноструктурных состояний в процессе больших пластических деформациях аустенитной стали 02X17Н14М2. ........

5. При величинах пластической деформации е > 0,7 в стали 02Х17Н14М2 обнаружены наноразмерные частицы суперпарамагнитной а-фазы, образование которой может быть связано с формированием локальных неоднородностей состава, инициируемых интенсивными потоками деформационных точечных дефектов и высокими локальными напряжениями как важными термодинамическими и кинетическими факторами фазовых превращений.

Научная и практическая значимость.

1. Результаты экспериментального обоснования и теоретического исследования локальных обратимых (у-хх—>у) превращений мартенситного типа как механизмов пластической деформации с переориентацией кристаллической решетки имеют важное значение при решении таких фундаментальных проблем физики прочности и пластичности, как физическая природа неустойчивости пластического течения, механизмы локализации деформации, переориентации кристаллической решетки (в том числе, при формировании наноструктурных состояний) и деформационных фазовых (мартенситных) превращений в аустенитных сталях в условиях интенсивных внешних воздействий.

2. Разработанные в диссертации новые модели образования дислокаций и двойников деформации, помимо самостоятельной научной значимости, представляют интерес для анализа особенностей (механизмов) пластической деформации в высокопрочных субмикро- и нанокристаллических структурных состояниях.

3. Выявленные в работе закономерности эволюции микроструктуры и механизмы пластической деформации и переориентации кристаллической решетки в процессе больших пластических деформаций аустенитной стали прокаткой и кручением в наковальнях Бриджмена представляют существенный интерес при разработке новых технологических методов механической обработки, включая методы получения объемных СМК и НК металлических материалов.

Достоверность полученных результатов обеспечивается физической корректностью постановки и решения задач диссертации, использованием современных экспериментальных методов исследования и теоретических представлений физики твердого тела, соответствием экспериментальных результатов с данными других авторов.

Вклад автора состоит в совместных с научным руководителем постановке задач диссертации, проведении экспериментов, обработке полученных результатов, формулировке выводов и положений, выносимых на защиту, написании статей по теме диссертации.

Положения, выносимые на защиту:

1. Образование при больших пластических деформациях аустенитной стали 02Х17Н14М2 деформационного а-мартенсита, являющегося промежуточной фазой локального обратимого (у-мх-»у) превращения мартенситного типа и экспериментальным свидетельством этого превращения как одного из механизмов пластической деформации и переориентации кристаллической решетки.

2. Тензор дисторсии при образовании фрагментов 60°<110> переориентации кристаллической решетки механизмом прямого плюс обратного (у-кх~»у) превращения мартенситного типа. Важная роль в реализации этого механизма однородной деформации превращения Бейновского типа.

3. Атомные модели образования частичных и полных дислокаций и двойников деформации в ГЦК кристаллах путем локальных обратимых (у-»а-»у) структурных превращений мартенситного типа, локализованных в двух или нескольких плоскостях скольжения. Обоснование с использованием этих моделей новых (не полюсных) механизмов двойникования и активизации в субмикро- и нанокристаллах частичных дислокаций и двойников деформации как следствия фазовой нестабильности аустенита в полях высоких локальных напряжений.

4. Локальные обратимые (у->а-»у) структурные превращения мартенситного типа и механическое двойникование (в том числе, механизмом у-»а—»у превращения) как важные механизмы пластической деформации и переориентации кристаллической решетки в полосах локализации деформации аустенитных сталей и при формировании в этих материалах субмикро- и нанокристаллических структурных состояний.

Апробация работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на: Международной конференции по физической мезомеханике (г. Томск, 2006), XVI Международной конференции "Физика прочности и пластичности материалов" (г. Самара, 2006), Российской школе-конференции молодых ученых и преподавателей «Биосовместимые наноструктурные материалы и покрытия медицинского назначения» (г. Белгород, 2006), Всероссийских конференциях молодых ученых «Физика и химия высокоэнергегаческих систем» (г. Томск, 2005, 2006, 2007, 2008), Международной школе-конференции молодых ученых "Физика и химия наноматериалов" (г. Томск, 2005), Российской школе-семинаре молодых ученых «Актуальные проблемы физики, технологий и инновационного развития» (г. Томск, 2005, 2006),IV Международном семинаре "Наноструктурные материалы - 2007 Беларусь - Россия" (г. Новосибирск, 2007), International Symposium Bulk Nanostructured Materials: from fundamental to innovations (Ufa, 2007), III Международной школе "Физическое материаловедение" наноматериалы технического и медицинского назначения (гг. Самара, Тольятти, Ульяновск, Казань, 2007).

Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в 26 работах. Перечень важнейших из них приведен в конце автореферата.

Структура и объём диссертационной работы. Диссертация состоит из введения, четырёх разделов, заключения; всего 165 страниц, в том числе 52 рисунка, 2 таблицы и список цитируемой литературы из 143 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертационной работы, дана краткая характеристика современного состояния проблемы, сформулированы цель работы, положения, выносимые на защиту, научная новизна полученных результатов и их практическая значимость, представлена структура диссертации.

В первом разделе "Дефектные субструктуры и кооперативные моды пластической деформации аустенитных сталей" приведен краткий обзор наиболее важных для постановки и решения задач диссертационной работы особенностей меха-

нического двойникования, мартенситных превращений и локализации деформации. Выявлены следующие особенности этих механизмов.

Механическое двойникование является характерной модой пластического течения при умеренных (до г «(30-50)%) степенях деформации. При £ > (50-70) %.основной вклад в пластическое формоизменение материала вносит образование ПЛД. Эти полосы, как. правило, зарождаются в зонах повышенной дефектности микрополосовых двойниковых субструктур. Характерными особенностями ПЛД в аустенит-ных сталях являются, во-первых, некристаллографический характер их распространения в микрополосовых двойниковых субструктурах, определяющийся геометрией приложенных внешних напряжений; во-вторых, высокоугловой характер переориентации кристаллической решетки; в-третьих, наличие специфического дискретного спектра разориентировок с векторами переориентации 6~35°<110> и 60°<110>; в-четвертых, формирование НК состояний внутри полос.

Рассмотрены различные модели мартенситных превращений и образования ПЛД, основанные на различных комбинациях двойниковых (а/6<112>) сдвигов по пересекающимся плоскостям {111}, а также модель пластической деформации и переориентации кристалла в ПЛД, основанная на реализации механизма локальных обратимых превращений мартенситного типа.

Предложенные в настоящее время с учетом указанных выше особенностей структурные модели локализации пластической деформации в аустенитных сталях требуют дальнейшего физического и экспериментального обоснования.

Показано, что механическое двойникование может играть значительную роль при пластической деформации наноструктурных ГЦК материалов даже с относительно высокой (Си, А1) энергией дефекта упаковки. Кроме того, механизмы этого явления в указанных материалах оказываются качественно отличными от обсуждаемого в настоящее время полюсного механизма двойникования.

Второй раздел посвящен постановке, сформулированных выше, задач диссертационной работы, обоснованию выбора материалов исследования, способов их обработки и описанию методики экспериментальных исследований.

Для решения поставленных задач была выбрана хромоникелевая аустенитная сталь 02Х17Н14М2 следующего состава (вес. %):

Ре- 16.8%Сг- 14.1%№- 1%Мп-2.1%МО-0.01%Ы-0.007%С-0.04%81.

Перед деформацией образцы подвергали рекристаллизационным отжигам при Т= 1373 К в течение 1 часа. Пластическую деформацию прокаткой стали осуществляли при комнатной температуре в интервале 8 и (10-99) %. Кручению в наковальнях Бриджмена подвергали образцы в форме дисков толщиной Ь ~ 0,2 мм и диаметром 8 мм. Деформацию осуществляли под давлением ~ 5 ГПа при числе оборотов диска N = 1 и N = 5.

В качестве основного метода структурных исследований использовали метод просвечивающей электронной микроскопии. Особенности высокодефектных структурных состояний изучали с использованием специально разработанного для этих целей электронномикроскопического метода анализа высоких непрерывных разориентировок.

Третий раздел "Эволюция микроструктуры и фазового состава при больших пластических деформациях аустенитной стали" посвящен электронномик-роскопическому исследованию эволюции микроструктуры и закономерностей

формирования НС состояний аустенктной стали при больших пластических деформациях прокаткой и кручением в наковальнях Бриджмена. Изучены особенности дефектной субструктуры и переориентации кристаллической решетки в ПЛД и элементах наноструктурных состояний на различных этапах деформации. Проведен анализ полей локальных остаточных напряжений и их градиентов. Исследованы особенности деформационных фазовых (мартенситных) превращений в зависимости от величины деформации.

Приведены результаты исследования эволюции микроструктуры ауетениттй стали при прокатке. После деформации е^ 30 % в исследуемом сплаве обнаружена субструктура, состоящая из дислокационных ячеек и двойников деформации. В интервале 30 % < е< 50 % механическое двойникованне является доминирующим механизмом деформации. При этом практически весь объем деформируемых образцов заполнен микродвойниками толщиной не более нескольких. десятков нанометров. После деформации €>70% в исследуемой стали обнаружены ПЛД (рис. I). Общими чертами этих полос являются: некристаллографический характер распространения, т.е. плоскости залегания полос не являются плоскостями скольжения; ширина полос составляет единицы мдаукж, длина - десятки микрон; подосы имеют развитую внутреннюю структуру, состоящую из фрагментов с малоугловыми и высокоугловыми разориентациями. Проведенный темнопольный анализ непрерывных раз о р и е нти рово к показал, что в областях микродвойников и ПЛД после деформации е>70% компоненты тензора кривизны кристаллической решетки достигают значений Хц ~~ 15-20 град/мкм, а соответствующие локальные внутренние напряжения составляют а^ = Е/40 - Е/30.

При увеличении степени деформации, когда полностью исчерпывается двойниковая мода деформации, основным механизмом пластического формоизменения при прокатке становится образование ПЛД. При увеличении е плотность полос увеличивается; размеры фрагментов, формирующих внутреннюю структуру полос.

Рис. 1. Электрон но-ми крое коническое изображение ПЛД в стали после £-=70%: светлопольное изображение полосы с прилегающими к ней областями, соответствующими картинами микродифракций и схемами с выделенных областей.

уменьшаются; углы разориегггировок фрагментов увеличиваются. Происходит интенсивное взаимодействие полос с двойниками и ПЛД других систем. Это приводит к тому, что фра гментир о ванная структура занимает все больший объем мате... риала. При этом после деформации е~ 95 % обнаруживается два типа субструктуры. Первый тис представляет собой искаженные микрополосовые двоИникоаые структуры. Второй тип структуры сформирован фрагментами субмикрокристаллического масштаба. Принимая во внимание тот факт, что фрагментация кристаллической решетки происходит внутри ПЛД, наблюдаемые фрагментироваиные структуры сформированы одной или несколькими системами полос, либо пересечением ПЛД с двойниками. Показано, что указанная выше фрагментированная структура представляет собой смесь СМК и НК структуры.

В процессе последующей деформации до е~ 99 % обнаружены следующие особенности эволюции дефектной субструктуры. Во-первых, уменьшение доли высокодефектной (с высокой кривизной кристаллической решетки) микродвойниковой структуры и, соответственно, увеличение доли фрагментированной структуры. В результате после деформации е ~ 99 % подавляющий объем материала оказывается занят фрагмен тирован ной структурой. Во-вторых, появление структурных образований принципиально нового типа - субмикрокристаллов, содержащих микродвойники и прослойки е-фазы.

Представлены результаты исследования фазовых превращений в процессе пластической деформации прокаткой. При значениях £■> 70% обнаружено формирование ОЦК фазы с параметром решетки а - 2,86 А, характерным для а-мартенсита. При этом выделяется два типа частиц, существенно отличающихся размерами и характером распределения.

Первый тип частиц (рис. 2) - тонкие пластинки длиной около 1 микрона и шириной десятые доли микрона, которые обнаруживаются в зонах микродвойников деформации или внутри полос локализации деформации. Эти частицы являются хорошим свидетельством в пользу у—хх-*у-превращения как одного из механизмов деформации и переориентации кристаллической решетки в ПЛД. Предполагается, что важным фактором стабилизации а-фазы является высокий (Е/40 - Е/30) уровень остаточных локальных внутренних напряжений. После деформации £■= (95-99) % пластинчатых частиц а-фазы не обнаружено. То есть, в процессе продолжающейся (после 70 %) пластической деформации происходит превращение этих частиц в аустенитную фазу (а->у-превра1 пение). Таким образом, в отличие от представлений, развиваемых в работе [I], где предполагалось, что а-мартенсит является "виртуальной" фазой, существующей лишь непосредственно в процессе деформации, в настоящей работе показана возможность его стабилизации высокими остаточными локальными напряжениями, Это приводит к реализации механизма у—ш—>у деформации и переориентации кристалла, в котором стадии прямого (у-»а) и обратного (а->у) превращений разделены во времени.

Рис. 2. Темнопольное изображение пластинки а-фазы в двойниковой микроструктуре после деформации е = 70 % в рефлексе g~ [200] а-фазы.

Частицы второго типа обнаруживаются во всем, исследуемом интервале больших, степеней деформации (70-99)%. Они представляют собой мелкодисперсные выделения О ЦК фазы размерами < 10 нм. Измерение зависимостей удельной намагниченности от напряженности магнитного поля показало, что объемная доля этих выделений возрастает с увеличением степени деформации и при е к 99 % составляет -0,5 %- Обнаружены аномально большие значения магнитной восприимчивости в области больших (до 10 кЭ) намагничивающих полей, что характерно для суперпарамагнетиков - локальных ферромагнитных областей малых размеров в парамагнитной матрице, которое между собой не взаимодействуют. Предполагается, что их образование является результатом перераспределения легирующих элементов, инициируемых перемещением точечных дефектов деформационного происхождения [2],

Представлены особенности структурно-фазовых состояний после пластической деформации стали 02Х17Н14М2 кручением под давлением. При числе оборотов диска N = 1 (е = 3,8 ф 4,3) обнаружено два типа высокодефектной структуры качественно аналогичных таковым после прокатки при величинах £-=(95 - 99)%: Микрополосовая двойниковая и фрагментмровачная, которая формируется внутри Ш1Д при их взаимодействии с микрополосовой двойниковой субструктурой. Оценки

сталлической решетки достигают значений Хи ~ (20 - 30} град/мкм, что свидетельствует о величине локальных внутренних напряжений С::м»Е/40 и градиентов да ят/дг А В/10 мкм"',

При исследовании фазового состава, так же, как и в случае прокатки обнаружено формирование двух типов частиц а-фазы: тонких пластинок размерами — 1 мкм и однородно распределенных по объему мелкодисперсных частиц размерами не более 10 нм (рис. 3).

компонент тензора кривизны крис

У

" .л •>

_________ ЮОнм

Рис. 3. Темногюльное изображение в рефлексе g = [200] мелкодисперсной а-фазы.

Увеличение значений истинной логарифмической деформации до (К = 5) приводит к уменьшению доли микрополосовой дефектной субструктуры и измельчению фрагментИрованной структуры (рис.4). При лом наибольшее число фрагментов имеет размеры ~ 50 нм. Объемная доля высокодисперсных (размерами < 10 нм) частиц а-фазы увеличивается до 0,5 %.

Как и в случае больших значений е в процессе прокатки = 95-99%, е = 3-4,б), кручение под давлением при N = 5 приво-

Рис 4. Темнопольное изображение в рефлексе ц = [200] фраг-ментированноЙ структуры стали после деформации кручением под давлением в камере Ьрид-жмена при числе оборотов N = 5.

п

■ •

Ь

ЯИ| 100 им j

дит к формированию фрагментов с внутренней сдвойни кован ной структурой (рис. 5), размеры которых составляют ~ 0, ] мкм. Механизмы их формирования обсуждаются в заключительном разделе,

В четвертом разделе "Атомные модели и механизмы превращений и формирования на неструктурных состояний" представлен анализ дисторсий кристаллической решетки в процессе (у—>а->у) превращения, приводящего к формированию фрагментов 60°<110> переориентации кристаллической решетки. 3 рамках механизма (у-»а-»у) деформации разработаны рис 5. Микродвойники деформации новые атомные модели образования частич- во фрагментированной структуре ных и полных дислокаций н двойников де- аустенитной стали после деформа-формации в нанокристаплах с ГЦК решет- ции кручением под давлением при кой. Проведен анализ механизмов форми- числе оборотов N = 5, рования представленных з предыдущем разделе ПЛД,СМКиНКструктурных состояний.

В модели пластического течения как прямого плюс обратного мартенсит но го у—нх-»у превращения на примере полос локализации деформации с 60°<) 10> переориентацией кристаллической решетки проведено теоретическое исследование дистореии указанного превращения.

В соответствии с предложенным в [ I ] механизмом эта дисторсия (¡3*) складывается из трех компонент: однородной ("контракционной") деформации растяжения -сжатия Бейновского типа - (3 сдвиговой компоненты, определяемой амплитудой (А) [3] кооперативных тепловых колебаний атомов плотноупакованных плоскостей ОЦК фазы - в *; поворотной моды дисторсии - /Зш*.

В приближении малых деформаций общая дисторсия локального обратимого (у->а-»у) структурного превращения

д*-

Для определения тензора дисторсии Р* - е * введены две системы координат с базисными векторами, параллельными главным осям однородной деформации прямого (е к+) Х,+ = [001]; Х2+ = [Т10]; Х,+ = [130] и обратного (ёк) X,* = [100]; Х2 = [01 I]; Х3 = [011] превращений. В этих системах координат:

£ К ~~ {•£(;}> Е к {"£/!}>

где {= 1, 2, 3. еп = Л т] - 1; е22 = (2/Тз )т| - 1; е33 = (л/З/л/2 )Т| - 1; т| = аа/ау, отиаа-параметры решеток у и а фаз. Выражая е,7 через 11, подставляя (для у—превращений в аустенитных сталях) Г) = аа/ау - 0,797 и приводя этот тензор к главным осям, получим:

- 0,183 0 0 0 0 0 0 0 0,183

Тензор дисторсии /?у делится на симметричную (<?у) и антисимметричную (¿>у)

я + - + - +

части /?у = г- т + <УГ . Тензор £• т записывается из предположения минимального

угла между направлениями сдвига прямого и обратного превращений. В системе координат прямого превращения тензор дисторсии имеет лишь одну ненулевую компоненту: ди^дх3 = р32 = 2Д/с1(И0) = (42- 1)/42 . При этом тензор деформации (еу ) представлен компонентами: у2з = уп = (л/2- 1 )/2л/2, а тензор поворота

(<5Г )-компонентами: Ю23 = -{42-1)12 42 и <аи = (42 -1 )/242 .

+ _ - ~ + -

После перевода тензоров еу , еу, й)у и &>г в стандартную систему координат мартенситной фазы и их сложения тензор дисторсии прямого плюс обратного превращений, обусловленный сдвиговой компонентой деформации, принимает вид:

{ -1 0 0 0 1 0 \

0 2 0 + -1 0 -1 (2)

\ 0 0 -1 0 1 0 у

242

Тензор дисторсии, описывающий поворот кристалла до ориентационного соотношения (ОС) Курдюмова -Закса (КЗ), определяется тангенсом угла поворота от ОС Нишиямы-Вассермана до ОС К-3:

О 1 О = а>к_з = tga О О, ООО

где а = 5,23°. В системе координат обратного превращения аналогичный вид имеет тензор поворота обратного превращения. В стандартной системе координат ОЦК фазы после сложения тензоров прямого и обратного превращений получим:

О 0,065 -0,129 /?в±= юк-з±= -0,065 0 0,065 . (3)

0,129 -0,065 0

После приведения тензоров (1), (2), (3) к единой системе координат (стандартной системе координат ОЦК фазы), разделения полученного тензора на симметричную (¿:±) и антисимметричную (й)1) часть, полная дисторсия прямого плюс обратного превращения запишется в виде:

0 0,211 -0,129 -0,211 0 -0,081 0,129 0,081 0

(4)

- 0,325 0,028 0

fi±=e±+w± = 0,028 0,293 -0,028 0 - 0,028 0,033

Из анализа выражений (1), (2), (3), (4) видно, что локальные микрообъемы обратимых (у—>а->у) мартенситных превращений являются носителями следующих мод дисторсии и переориентации кристаллической решетки.

1. Однородная деформация превращения (е развивающаяся под действием диагональных компонент тензора локальных напряжений.

2. Сдвиговая мода деформации превращения путем кооперативных перемещений групп атомов плотноупакованных плоскостей на расстояния, равные величине их свободных (до столкновения с соседними атомами) перемещений в промежуточной мартенситной фазе.

3. Поворот, выражаемый антисимметричной частью сдвиговой компоненты тензора дисторсии, возникающий в условиях стесненности мартенситного (недислокационного) сдвига.

4. 5,23 - градусные повороты, имеющие место в случае реализации в ходе пре- -вращения ОС К-3.

Как видно из сравнения тензоров ё J1 (1) и £ / (2), вклад однородной деформации превращения сравним с вкладом сдвиговой компоненты деформации. Поскольку необходимым условием однородной деформации превращения является наличие высоких диагональных компонент тензора напряжений, при анализе закономерностей пластической деформации механизмами анализируемых здесь обратимых мар-тенситных превращений, в отличие от традиционных подходов теории дислокационной пластичности и мартенситных превращений сдвигового типа, необходимо учитывать диагональные компоненты тензора напряжений.

Для объяснения обнаруженного в работе явления механического двойникования в субмикрокристаллическом структурном состоянии, а также двойникования в НК А1 и Си предложена атомная модель образования дислокаций и двойников деформации путем прямого плюс обратного (у-»а-»у) мартенситного превращения, локализованного в двух или нескольких соседних плоскостях скольжения.

Идея указанной модели заключается в том, чтобы связать зарождение дислокационного сдвига со сдвиговой компонентой локального ГЦК—ЮЦК—>ГЦК превращения. Схема такого превращения, локализованного в двух соседних плоскостях скольжения ГЦК решетки (атомы этих плоскостей показаны светлыми значками), представлена на рис. 6.

Под действием локального поля напряжений с высокой сдвиговой компонентой (т), действующей в плоскости (111) в направлении [1 2 1], происходит прямое у—»ос превращение, согласно модели [3]. Это превращение характеризуется контракци-онными смещениями атомов и сдвигом плоскостей в направлении [121] на величину удвоенной амплитуды кооперативных тепловых колебаний атомов в ОЦК решетке (2Д). Результатом является атомная конфигурация из двух плотноупакован-ных плоскостей ОЦК решетки (рис. 6 б).

Эта неравновесная конфигурация обладает сильным стимулом обратного а—>у превращения. Один из вариантов обратного превращения имеет сдвиговую компоненту в направлении сдвига прямого превращения. В итоге в плоскости (111) получаем сдвиг на вектор Бюргерса частичной дислокации Шокли (у = (а/6)[1 2 1]) с образованием в этой плоскости дефекта упаковки вычитания (АВСАВС...—» АВСВСА...) (рис. 6 в).

Если локальное напряжение таково, что сравнимая с величиной T[i2i] сдвиговая компонента напряжения действует также в направлении [211] (рис. 6 в) или [1 12], по аналогичному представленному на рис. 6 а-в, механизму, возможно образование частичных дислокаций Шокли с векторами Бюргерса (а/6)[2 1 1 ] или (а/6)[ 1 1 2]. Двигаясь в той же плоскости скольжения, эти дислокации восстанавливают упаковку ГЦК фазы (АВСВСА... -> АВСАВС...) и, совместно с первой дислокацией, осуществляют сдвиги на вектора Бюргерса полных дислокаций (а/2)[1 ТО] (рис. 6 в) или (а/2)[0Т 1].

Если локальные сдвиговые напряжения, приведенные к направлениям сдвига ведомых дислокаций (Т[2Т Тj или Х| jT2j), существенно ниже величины T[i2ij и недоста-

точны для зарождения этих дислокаций, релаксация локального поля напряжений может осуществляться зарождением и движением частичных дислокаций (а/6)[121]) в соседних (параллельных плоскости скольжения первой дислокации) плоскостях скольжения с образованием микродвойников деформации.

Рис. 6. Атомные конфигурации на разных этапах прямого плюс обратного (у—>а-»у) мартенситного превращения, локализованного в двух соседних плоскостях скольжения и приводящего к образованию частичной дислокации Шок-ли.

Левая колонка - в сечении, параллельном плоскости скольжения (111). Правая колонка - в сечении, параллельном плоскости (10 1), перпендикулярной плоскости скольжения и содержащей направление вектора Бюргерса дислокации.

При этом возможно несколько механизмов образования микродвойников: путем слияния дефектов упаковки, формирующихся в результате у-»а-»у превращения в соседних плоскостях; движением фронта у->а-»у превращения в направлении, перпендикулярном плоскости скольжения; "расщеплением" сегмента границы зерна и последующей миграции новой границы в случае реализации превращения на границе зерна.

Наиболее важным фактором, лежащим в основе реализации рассмотренных выше атомных механизмов образования частичных дислокаций и микродвойников деформации, является фазовая нестабильность кристалла в поле высоких локальных напряжений. Наиболее благоприятными условиями их формирования являются

высокий уровень деформирующих напряжений и низкая эффективность их релаксации традиционными механизмами генерации и движения дислокаций, когда, например, критическое напряжение работы источника Франка - Рида становится выше напряжения локального мартенситного превращения, приводящего к образованию частичной дислокации или микродвойника деформации.

На основе обобщения результатов диссертационной работы и литературных данных проведен анализ механизмов деформации и переориентации кристаллической решетки при формировании полос локализации деформации, субмикро- и нанокри-сталлических структурных состояний.

Выделены три основные стадии, приводящие, в конечном итоге, к формированию наноструктурных состояний.

I стадия (е « 0,3-1) - стадия механического двойникования с образованием микрополосовых двойниковых субструктур;

II стадия (е ~ 1-4) - стадия формирования высокоэнергетических дислокационно-дисклинационных субструктур и полос локализации деформации, приводящих в процессе их взаимодействия с микрополосовыми двойниковыми структурами к формированию наноструктурных состояний;

III стадия (е я 4-6) - стадия уменьшения размеров фрагментов наноструктурного состояния и образования нанодвойников деформации.

Показано, что формирование СМК и НК структурных состояний осуществляется внутри ПЛД, в том числе в процессе их взаимодействия с предварительно сформированной микрополосовой двойниковой структурой.

Образование высокоугловых границ разориентации является при этом результатом действия двух основных механизмов.

Локального обратимого (у-»а-»у) превращения мартенситного типа, как механизма образования полос и фрагментов 35°<110> и 60°<110> переориентации кристалла. Показана возможность двух вариантов такого превращения: в первом а-мартенсит является виртуальной фазой, существующей лишь непосредственно в процессе деформации; во втором, в результате ее стабилизации высокими остаточными локальными внутренними напряжениями, стадии прямого (у->а) и обратного (а—>у) превращений разделены во времени.

Механического двойникования. Установлено, что важной особенностью этого механизма при больших пластических деформациях исследованной аустенитной стали является его важная роль как на начальной (е < 0,7), так и на конечной (е и 46) стадиях формирования СМК и НК структурных состояний.

На основе сопоставления этих результатов с предложенными в работе новыми моделями формирования частичных дислокаций и двойников деформации высказано предположение, что активизация механического двойникования в СМК и НК структурных состояниях является следствием фазовой нестабильности кристалла в полях высоких локальных напряжений, формирующихся в указанных выше высокопрочных (СМК и НК) структурных состояниях и, как результат, активизации механического двойникования предложенным в предыдущем разделе механизмом (у—>а—>у) превращения.

Проведено обсуждение возможных механизмов образования малоугловых границ фрагментированной наноструктуры. Предполагается, что фазовая неустойчивость кристаллической решетки в зонах обратимых превращений мартенситного

типа в результате снижения упругих модулей и разупрочнения материала приводит к неустойчивости пластического течения традиционными (дислокационными, диффузионными) и коллективными дисклинационными механизмами деформации л переориентации кристалла. Рассмотрены следующие механизмы такой переориентации:

дислокационный механизм взаимодействия ПЛД с пачкой микродвойников, согласно которому переориентация кристаллической решетки в зонах микродвойниковых полосовых структур происходит в результате неоднородного скольжения, связанного с различной ориентацией плоскостей скольжения в матрице и двойнике;

• дисклинационный механизм переориентации кристаллической решетки путем формирования структурных состояний с высокой континуальной плотностью дисклинаций и их последующей релаксации в дискретные границы разориента-ции;

• квазивязкий (диффузионный) механизм переориентации, осуществляемый потоками неравновесных точечных дефектов в полях высоких градиентов диагональных компонент тензора локальных напряжений.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ И РЕЗУЛЬТАТЫ

1. Проведено электронномикроскопическое исследование эволюции микроструктуры аустенитной стали 02Х17Н14М2 при больших пластических деформациях прокаткой и кручением в наковальнях Бриджмена при комнатной температуре. При величинах истинной логарифмической деформации (е ~ 0,3 - 6) обнаружены следующие основные стадии формирования дефектной субструктуры:

• е « 0,3 - 1 - стадия механического двойникования с образованием микрополосовых двойниковых субструктур;

• е»1 - 4 - стадия формирования высокоэнергетических дислокационно-дисклинационных субструктур и полос локализации деформации, приводящих в процессе их взаимодействия с микрополосовыми двойниковыми структурами к формированию наноструктурных состояний;

• е да (4-6) - стадия уменьшения размеров фрагментов наноструктурного состояния и образования нанодвойников деформации.

2. На стадии образования полос локализации деформации в переориентированных фрагментах этих полос и в зонах высокодефектных микродвойников деформации обнаружено формирование промежуточной неравновесной фазы прямого плюс обратного (у->а-»у) структурного превращения мартенситного типа - тонких пластинок а - фазы, являющихся экспериментальным свидетельством указанного выше превращения, как одного из механизмов деформации и переориентации кристаллической решетки при больших пластических деформациях аустенитной стали. Показана возможность двух вариантов такого превращения: в первом ос - мартенсит является виртуальной фазой, существующей лишь непосредственно в процессе деформации; во втором, в результате ее стабилизации высокими остаточными локальными внутренними напряжениями, стадии прямого (у~>а) и обратного (а->у) превращений разделены во времени.

3. Методами просвечивающей электронной микроскопии и измерения зависимости удельной намагниченности от напряженности магнитного поля в интервале е к

(0,7-6) обнаружено образование наноразмерных частиц а-фазы, сопровождающееся характерными для суперпарамагнетиков аномально большими значениями магнитной восприимчивости материала в области больших намагничивающих полей. Предполагается, что в этом случае у-ж-превращение является, во-первых, результатом формирования локальных неоднородностей состава, инициируемого интенсивными потоками деформационных точечных дефектов; во-вторых, следствием высоких локальных напряжений как важного термодинамического фактора фазовых равновесий.

4. Проведено теоретическое исследование дисторсий кристаллической решетки при образовании полос (фрагментов) 60°<110> переориентации, формирующихся механизмом прямого плюс обратного (у-»а->у) превращения мартенситного типа. Показано, что однородная деформация превращения Бейновского типа вносит значительный (сравнимый со сдвиговой модой деформации) вклад в общую деформацию (у—>а->у) превращения. Развиты представления о важной роли диагональных компонент тензора локальных напряжений в реализации этого превращения.

5. Разработана атомная модель образования частичных и полных дислокаций и двойников деформации в ГЦК кристаллах путем прямого плюс обратного (у-»ос-»у) структурного превращения мартенситного типа, локализованного в двух или нескольких соседних плоскостях скольжения. В рамках этой модели удается выявить физическую природу активизации в наноструктурном состоянии частичных дислокаций и двойников деформации, заключающуюся в фазовой нестабильности аусте-нита в полях высоких локальных напряжений, а также объяснить новые (не полюсные) механизмы двойникования: путем слияния дефектов упаковки, зарождающихся в объеме или на границах зерен, а также механизмом расщепления границы зерна и последующей миграции двумерного фронта двойникования, оставляющего за собой пару когерентных двойниковых границ.

6. Показано, что при больших пластических деформациях аустенитной стали 02Х17Н14М2 прокаткой и кручением в наковальнях Бриджмена при комнатной температуре формирование наноструктурных состояний осуществляется в процессе взаимодействия полос локализации деформации с микрополосовой субструктурой двойников деформации с последовательным или одновременным участием нескольких механизмов фрагментации (переориентации) кристалла: формирование микродвойников на начальных (е < 0,7) этапах деформации; образование фрагментов переориентации 60°<110> и 35°<110> механизмом прямого плюс обратного превращения мартенситного типа; дислокационно-дисклинационные и квазивязкие (диффузионные) механизмы переориентации в полях высоких локальных напряжений и их градиентов.

7. Методом просвечивающей электронной микроскопии обнаружено явление механического двойникования в субмикро- и нанокристаллических состояниях, формирующихся на заключительной (е»4-г6) стадии наноструктурирования стали 02Х17Н14М2. Предполагается, что образование нанодвойников деформации осуществляется при этом механизмами прямых плюс обратных превращений мартенситного типа и является результатом фазовой нестабильности у-аустенита в полях высоких локальных напряжений, формирующихся при пластической деформации высокопрочного наноструктурного состояния.

Основное содержание диссертации изложено в работах:

1. Литовченко И.Ю., Шевченко Н.В., Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П. Атомные модели образования дислокаций и механического двойникования в нанокристаплах с ГЦК решеткой. //. Физ. мезомех., 2005. - Т. 8. - №4. - С. 5-12. ......,

2. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Шевченко Н.В. Атомные модели образования дислокаций и механического двойникования в ГЦК- кристаллах. // ДАН, 2005. - Т. 403. - № 5. - С. 623-626.

3. Шевченко Н.В., Литовченко И.Ю., Тюменцев А.Н. Модели зарождения дислокаций и механического двойникования в ГЦК кристаллах в рамках механизма динамических фазовых переходов // Изв. вузов. Физика, 2005. - Т. 48. - № 6. - С. 37-38.

4. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Шевченко Н.В., Гирсова С.Л., Коротаев А.Д. Дисторсии кристаллической решетки при формировании полос локализации деформации механизмами прямых плюс обратных мартенситных превращений // ФММ, 2006 - Т. 101. - № 3. - С. 323-329.

5. Литовченко И.Ю., Шевченко Н.В., Тюменцев А.Н. Особенности тонкой дефектной структуры полос локализации и двойников деформации аустенитной стали // Изв. Вузов. Физика, 2006. - № 3. Приложение. - С. 44-45.

6. Шевченко Н.В., Литовченко И.Ю., Тюменцев А.Н. Анализ тензора дисторсии ГЦК-ЮЦК->ГЦК превращения // Изв. Вузов. Физика, 2006. - № 3. Прил. - С. 7980.

7. Литовченко И.Ю., Шевченко Н.В., Тюменцев А.Н., Найден Е.П. Фазовый состав и дефектная субструктура аустенитной стали 02Х17Н14М2 после деформации прокаткой при комнатной температуре // Физ. мезомех., 2006. - Т. 9. - Спец. выпуск. -С. 137-140.

8. Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П., Литовченко И.Ю., Шевченко Н.В. Локальные обратимые превращения мартенситного типа как механизмы деформации и переориентации кристалла в металлических сплавах с ГЦК решеткой // Глава в коллективной монографии: Особенности структуры и свойств перспективных материалов. -Под общ. ред. А.И. Потекаева. - Томск: Изд-во НТЛ, 2006. - 392 с.

9. Tyumentsev A.N., Litovchenko I.Yu., Shevchenko N.V., Pinzhin Yu.P. Atomic models of the formation of dislocations and mechanical twinning in nanocrystals with a FCC lattice // International Symposium Bulk Nanostructured Materials: from fundamental to innovations - 14-18 August 2007, Ufa, Russia. - PP. 85-86.

Список цитируемой литературы:

1. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П. и др. Новый механизм локализации деформации в аустенитных сталях. I. Модель неравновесных фазовых (мартенситных) превращений в полях высоких локальных напряжений. II. Влияние двойникования на закономерности переориентации кристаллической решетки в полосах локализации деформации // ФММ, 2003. - Т. 95. - № 2, 3. - С. 86-95,88-96.

2. Завалишин В.А., Дерягин А.И., Сагарадзе В.В. Индуцируемое холодной деформацией перераспределение легирующих элементов и изменение магнитных свойств стабильных аустенитных хромоникелевых сталей. I. экспериментальное обнаружение явления // ФММ, 1993. - Вып. 2. - Т. 75. - С. 90-99.

3. Кассан-Оглы Ф. А., Найш В. Е., Сагарадзе И. В. Диффузное рассеяние в металлах с ОЦК решеткой и кристаллогеометрия мартенситных фазовых переходов ОЦК-ГЦК и ОЦК-ГПУ // ФММ, 1988. - Т. 65. - №3. - С. 481-492.

Отпечатано в ООО «Компания «Милон»,лиц. ДД№ 12-0151 от 16.11.2001г. Заказ № 130, тираж 100 экземпляров, подписано в печать 17.07.2008г. г.Томск, пр.Фруюе, 7. т.585 053

ВВЕДЕНИЕ.

1. ДЕФЕКТНЫЕ СУБСТРУКТУРЫ И КООПЕРАТИВНЫЕ МОДЫ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ.

1.1. Механическое двойникование.И

1.2. Мартенситные превращения.

1.2.1. Феноменология мартенситных превращений.

1.2.2. Атомные модели мартенситных превращений.

1.3. Полосы локализации деформации.

Актуальность темы диссертации. Широкое техническое использование больших пластических деформаций в технологических процессах прокатки, волочения, создания субмикро- и нанокристаллических материалов определяют необходимость выяснения закономерностей и механизмов пластической деформации при высоких степенях деформации. Известно [1-7], что в таких условиях могут развиваться различного типа неустойчивости пластического течения с активизацией ротационных мод деформации и формированием полос локализации деформации (ПЛД), в том числе, с переориентацией кристаллической решетки.

Явление локализации деформации играет важную роль в процессах пластической деформации металлических материалов, часто определяет технологические режимы их обработки и контролирует процессы разрушения изделий в различных условиях деформации [1, 2, 6-17]. Предложен ряд физических и структурных механизмов формирования полос локализации деформации [1-3, 15, 18]. Однако до сих пор во многих случаях эти механизмы не способны удовлетворительно описать физические закономерности указанных выше явлений или выявить их физическую природу.

Таким образом, не только с точки зрения развития физических основ технологии глубокой деформации, но и развития физики пластичности металлов и сплавов, решение проблем физической природы и механизмов формирования ПЛД различного типа является весьма актуальным. В последние годы эта актуальность существенно возрастает в связи с интенсивным развитием новых технологий получения субмикро- и нанокристаллических структурных состояний многочисленными методами интенсивной пластической деформации [19-26] и необходимостью выяснения основных закономерностей и механизмов переориентации кристаллической решетки при формировании этих состояний.

Тема диссертационной работы лежит в рамках этих проблем применительно к вопросам локализации деформации и формирования наноструктурных состояний при больших (интенсивных) пластических деформациях аустенитных сталей. В работах [27-30] для объяснения закономерностей переориентации кристаллической решетки в ПЛД указанных материалов предложен новый механизм деформации и переориентации кристаллической решетки - механизм локальных обратимых (у->а->у) структурных превращений мартенситного типа с осуществлением обратных превращений по альтернативным системам. С привлечением этого механизма удается объяснить закономерности переориентации кристаллической решетки в ПЛД аустенитных сталей. Кроме того, в работах [30, 31] высказано предположение о важной роли указанных выше превращений при формировании в процессе больших пластических деформаций наноструктурных состояний. Настоящая диссертационная работа является логическим продолжением и развитием этих работ и посвящена более строгому экспериментальному обоснованию указанного выше механизма деформации; теоретическому анализу связанных с этим механизмом новых носителей деформации и переориентации кристаллической решетки; дальнейшему развитию представлений о (у-»а-»у) превращениях как механизмах образования в ГЦК кристаллах частичных и полных дислокаций и двойников деформации; исследованию закономерностей формирования наноструктурных состояний в условиях реализации этих механизмов деформации в аустенитных сталях.

Исходя из вышеизложенного, целью диссертационной работы является исследование закономерностей и выявление механизмов деформации и переориентации кристаллической решетки в явлениях локализации деформации, механического двойникования, формирования при больших пластических деформациях аустенитной стали субмикро- и нанокристаллических структурных состояний в условиях ее фазовой нестабильности в полях напряжений.

Для достижения этой цели в работе решались следующие задачи:

1. Электронномикроскопическое исследование закономерностей переориентации кристаллической решетки, дефектной субструктуры, локальных внутренних напряжений и особенностей деформационных фазовых (мартенситных) превращений в полосах локализации деформации аустенитных сталей в процессе их прокатки при комнатной температуре. Анализ механизмов пластической деформации и роли локальных обратимых (у—>а—>у) структурных превращений мартенситного типа при формировании этих полос.

2. Теоретический анализ дисторсий кристаллической решетки в зонах (у—>а—>у) превращения, приводящего к формированию полос локализации деформации с 60°<110> переориентацией кристаллической решетки. Выяснение относительного вклада различных мод деформации и переориентации кристалла в общую дисторсию этого превращения.

3. Исследование эволюции дефектной субструктуры и деформационных фазовых превращений в аустенитной стали при больших (интенсивных) пластических деформациях прокаткой и кручением в наковальнях Бриджмена. Выявление основных закономерностей и механизмов формирования в этих условиях субмикрокристаллических и нанокристаллических структурных состояний.

4. Разработка (с использованием различных вариантов у—>а—>у -превращения) новых (не полюсных) атомных моделей механического двойникования и зарождения частичных дислокаций как носителей двойниковой моды деформации. Физическое обоснование активизации явления механического двойникования на* заключительных этапах формирования наноструктурных состояний при интенсивной пластической деформации аустенитной стали.

Положения, выносимые на защиту: 1. Образование при больших пластических деформациях аустенитной стали 02Х17Н14М2 деформационного а-мартенсита, являющегося промежуточной фазой локального обратимого (у—>а—»у) превращения мартенситного типа и экспериментальным свидетельством этого превращения как одного из механизмов пластической деформации и переориентации кристаллической решетки.

2. Тензор дисторсии при образовании фрагментов 60°<110> переориентации кристаллической решетки механизмом прямого плюс обратного (у—>а—>у) превращения мартенситного типа. Важная роль в реализации этого механизма однородной деформации превращения Бейновского типа и связанных с этой деформацией диагональных компонент тензора локальных напряжений в зонах указанного превращения.

3. Локальные обратимые (у—>а—>у) структурные превращения мартенситного типа и механическое двойникование как важные механизмы пластической деформации и переориентации кристаллической решетки в полосах локализации деформации аустенитных сталей и при формировании в этих материалах субмикро- и нанокристаллических структурных состояний.

4. Атомные модели образования частичных и полных дислокаций и двойников деформации в ГЦК кристаллах путем прямых плюс обратных (у—»а—»у) структурных превращений мартенситного типа, локализованных в двух или нескольких плоскостях скольжения. Обоснование с использованием этих моделей новых (не полюсных) механизмов двойникования и активизации в субмикро- и нанокристаллах частичных дислокаций и двойников деформации как следствия фазовой нестабильности аустенита в полях высоких локальных напряжений.

Научная новизна.

1. В полях высоких локальных остаточных напряжений, формирующихся при больших пластических деформациях аустенитной стали 02Х17Н14М2, обнаружена а-фаза прямого плюс обратного (у—>а—>у) превращения мартенситного типа, являющаяся экспериментальным свидетельством указанного превращения как одного из механизмов пластической деформации и переориентации кристаллической решетки.

2. Предложена атомная модель локального обратимого (у—>а—>у) превращения мартенситного типа как механизма образования в ГЦК кристаллах частичных и полных дислокаций и двойников деформации. На ее основе дано физическое обоснование активизации частичных дислокаций и механического двойникования при пластической деформации ГЦК материалов в субмикро- и нанокристаллических структурных состояниях и новые механизмы двойникования, обнаруживаемые в этих состояниях.

3. Проведен теоретический анализ дисторсий кристаллической решетки при образовании фрагментов 60°<110> переориентации механизмом прямого плюс обратного (у—»а—»у) мартенситного превращения. Показано, что важную роль в реализации этого механизма играет однородная* деформация превращения и связанные с ней диагональные компоненты тензора локальных напряжений.

4. Получены экспериментальные свидетельства важной роли локальных обратимых превращений мартенситного типа и механического двойникования при формировании наноструктурных состояний в процессе больших пластических деформациях аустенитной стали 02Х17Н14М2.

5. При величинах пластической деформации е > 0,7 в стали 02Х17Н14М2 обнаружены наноразмерные частицы суперпарамагнитной а-фазы, образование которой может быть связано с формированием локальных неоднородностей состава, инициируемых интенсивными потоками деформационных точечных дефектов и высоких локальных напряжений как I термодинамического фактора фазовых равновесий.

Научная и практическая значимость. 1. Результаты экспериментального обоснования и теоретического исследования локальных обратимых (у—>а—»у) превращений мартенситного типа как механизмов пластической деформации с переориентацией кристаллической решетки имеют важное значение при решении таких фундаментальных проблем физики прочности и пластичности, как физическая природа неустойчивости пластического течения, механизмы локализации деформации, переориентации кристаллической решетки (в том числе, при формировании наноструктурных состояний) и деформационных фазовых (мартенситных) превращений в аустенитных сталях в условиях интенсивных внешних воздействий.

2. Разработанные в диссертации новые модели образования дислокаций и двойников деформации (атомные модели (у—»а—»у) превращений как механизмов образования дислокаций и двойников деформации), помимо самостоятельной научной значимости, представляют интерес для анализа особенностей (механизмов) пластической деформации в высокопрочных субмикро- и нанокристаллических структурных состояниях.

3. Выявленные в работе закономерности эволюции микроструктуры и механизмы пластической деформации и переориентации кристаллической решетки в процессе больших пластических деформаций аустенитной стали прокаткой и кручением в наковальнях Бриджмена представляют существенный практический интерес при разработке новых технологических методов механической обработки, включая методы получения объемных нанокристаллических и субмикрокристаллических металлических материалов.

Структура и объём диссертационной работы. Диссертация состоит из введения, четырёх разделов, заключения; всего 165 страниц, в том числе 52 рисунка, 2 таблицы и список цитируемой литературы из 143 наименований.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ И РЕЗУЛЬТАТЫ

1. Проведено электронномикроскопическое исследование эволюции микроструктуры аустенитной стали 02Х17Н14М2 при больших пластических деформациях прокаткой и кручением в наковальнях Бриджмена при комнатной температуре. При величинах истинной логарифмической деформации (е « 0,3 - 6) обнаружены следующие основные стадии формирования дефектной субструктуры:

• е и 0,3 - 1 - стадия механического двойникования с образованием микрополосовых двойниковых субструктур;

• е « 1 — 4 — стадия формирования высокоэнергетических дислокационно-дисклинационных субструктур и полос локализации деформации, приводящих в процессе их взаимодействия с микрополосовыми двойниковыми структурами к формированию наноструктурных состояний;

• е « (4-6) - стадия уменьшения размеров фрагментов наноструктурного состояния и образования нанодвойников деформации.

2. На стадии образования полос локализации деформации в переориентированных фрагментах этих полос и в зонах высокодефектных микродвойников деформации обнаружено формирование промежуточной неравновесной фазы прямого плюс обратного (у—>а—>у) структурного превращения мартенситного типа - тонких пластинок а - фазы, являющихся экспериментальным свидетельством указанного выше превращения, как одного из механизмов деформации и переориентации кристаллической решетки при больших пластических деформациях аустенитной стали. Показана возможность двух вариантов такого превращения: в первом а -мартенсит является виртуальной фазой, существующей лишь непосредственно в процессе деформации; во втором, в результате ее стабилизации высокими остаточными локальными внутренними напряжениями, стадии прямого (у—»а) и обратного (а—»у) превращений разделены во времени.

3. Методами просвечивающей электронной микроскопии и измерения зависимости удельной намагниченности от напряженности магнитного поля в интервале е « (0,7-6) обнаружено образование наноразмерных частиц ос-фазы, сопровождающееся характерными для суперпарамагнетиков аномально большими значениями магнитной восприимчивости материала в области больших намагничивающих полей. Предполагается, что в этом случае у—»а-превращение является, во-первых, результатом формирования локальных неоднородностей состава, инициируемого интенсивными потоками деформационных точечных дефектов; во-вторых, следствием высоких локальных напряжений как важного термодинамического фактора фазовых равновесий.

4. Проведено теоретическое исследование дисторсий кристаллической решетки при образовании полос (фрагментов) 60°<110> переориентации, формирующихся механизмом прямого плюс обратного (у—»а—»у) превращения мартенситного типа. Показано, что однородная деформация превращения Бейновского типа вносит значительный (сравнимый со сдвиговой модой деформации) вклад в общую деформацию (у—>а—»у) превращения. Развиты представления о важной роли диагональных компонент тензора локальных напряжений в реализации этого превращения.

5. Разработана атомная модель образования частичных и полных дислокаций и двойников деформации в ГЦК кристаллах путем прямого плюс обратного (у—>а—>у) структурного превращения мартенситного типа, локализованного в двух или нескольких соседних плоскостях скольжения. В рамках этой модели, во-первых, удается выявить физическую природу активизации в наноструктурном состоянии частичных дислокаций и двойников деформации, заключающуюся в фазовой нестабильности аустенита в полях высоких локальных напряжений; во-вторых, объяснить новые (не полюсные) механизмы двойникования: путем слияния дефектов упаковки, зарождающихся в объеме или на границах зерен, а также механизмом расщепления границы зерна и последующей миграции двумерного фронта двойникования, оставляющего за собой пару когерентных двойниковых границ.

6. Показано, что при больших пластических деформациях аустенитной стали 02Х17Н14М2 прокаткой и кручением в наковальнях Бриджмена при комнатной температуре формирование наноструктурных состояний осуществляется в процессе взаимодействия полос локализации деформации с микрополосовой субструктурой двойников деформации с последовательным или одновременным участием нескольких механизмов фрагментации (переориентации) кристалла: 1 - формирование микродвойников на начальных (е < 0,7) этапах деформации; 2 - образование фрагментов переориентации 60°<110> и 35°<110> механизмом прямого плюс обратного превращения мартенситного типа; 3 - дислокационно-дисклинационные и квазивязкие (диффузионные) механизмы переориентации в полях высоких локальных напряжений и их градиентов.

7. Методом просвечивающей электронной микроскопии обнаружено явление механического двойникования в субмикро- и нанокристаллических состояниях, формирующихся на заключительной (е«4 4- 6) стадии наноструктурирования стали 02Х17Н14М2. Предполагается, что образование нанодвойников деформации осуществляется при этом механизмами прямых плюс обратных (у—»сс—»у, см. п. 5) превращений мартенситного типа и является результатом фазовой нестабильности у-аустенита в полях высоких локальных напряжений, формирующихся при пластической деформации высокопрочного наноструктурного состояния.

1. Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисклинации в кристаллах. Л.: Наука, 1986, 224 с.

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

3. Коротаев А. Д., Тюменцев А.Н., Суховаров В.Ф. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов. Новосибирск, Наука, 1989.

4. Коротаев А. Д., Тюменцев А. Н., Пинжин Ю. П. Активация и характерные типы дефектных субструктур мезоуровня пластического течения высокопрочных материалов // Физическая мезомеханика, 1998. Т. 1. -№ 1.-С. 23-35.

5. Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д., Гончиков В.Ч. и др. Закономерности формирования субструктуры в высокопрочных дисперсно-упрочненных сплавах // Изв. вузов. Физика, 1991. №3. - С. 81-92.

6. Donadille С., Valle R., Dervin P., Penelle R. Development of texture and micro structure during cold rolling and annealing of FCC alloys: example of an austenitic stainless steel // Acta metal., 1989. - Vol. 37. - No 6. - PP. 1547-1571.

7. Asaro R.J., Needleman A. Localization of plastic flow in hardening crystals // Scr. met., 1984. V. 12. - No 5. - PP. 429-435.

8. Хоникомб P. Пластическая деформация металлов. M.: Мир. - 1972. -408 с.

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

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

11. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Макаров П.В. и др. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов. : В 2 т., 1995. -Т.1.-298 с.

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

13. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Теплякова Л.А., Козлов Э.В. // Теоретическое и экспериментальное исследование дисклинаций. Л.: ФТИ им. А.Ф. Иоффе, 1986. - С. 116-126.

14. Альшиц В.И., Бережкова Г.В. О природе локализации пластической деформации в твёрдых телах. Физическая кристаллография. /Сб. науч. тр. сер. Проблемы современной кристаллографии. Наука, 1992.

15. Morii К., Mecking Н., Nakayama Y. Development of shear bands in FCC single crystals // Acta metal., 1985. V. 33. - No 3. - PP. 379-386.

16. Deve H., Harren S. McCullough C., Asaro R.J. Micro and macroscopic aspects of shear band formation in internally nitrided single crystals of Fe-Ti-Mn alloys // Acta metall., 1988. V. 36. - No 2. - PP. 341-365.

17. Harren S.V., Deve H.E., Asaro RJ. Shear band formation in plane strain compression // Ibid. № 9. P. 2435 - 2480.

18. Классен-Неклюдова M.B. Механическое двойникование кристаллов. M.: Изд-во АН СССР, 1960. 261 с.

19. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000. -272 с.

20. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные материалы: получение, структура и свойства. М.: ИКЦ "Академнига", 2007. - 398 с.

21. Inamura Т., Takashima К., Higo Y. Crystallography of nanometer-sized a'-martensite formed at intersections of mechanical y-twins in an austenitic stainless steel // Philosophical magazine, 2003. V. 83. - No 8. - PP. 935 - 954.

22. Morikawa Т., Higashida К., Sato Т. Fine-grained structures developed along grain boundaries in a cold-rolled austenitic stainless steel // ISIJ International, 2002. V. 42. - No. 12. - PP. 1527-1533.

23. Morikawa Т., Higashida K. SPD structures associated with shear bands in cold-rolled low SFE metals // Proc. of the 21st Riso Int. Sump. On Material Science, RISO National Laboratory, Denmark, 2000. P 476.

24. Tavares S.S.M., Gunderov D., Stolyarov V., Neto J.M. Phase transformation induced by severe plastic deformation in the AISI 304L stainless steel // Materials Science and Engineering A358, 2003. PP. 32 - 36.

25. Wang H.S., Wei R.C., Huang C.Y., Yang J.R. Cross-sectional transmission electron microscopy of ultra-fine wires of AISI 316L stainless steel // Philosophical Magazine, 2006. Vol. 86. - No. 2. - PP. 237-251.

26. Литовченко И.Ю. Закономерности и механизмы локализации деформации с переориентацией кристаллической решетки в металлических сплавах, дис. к.ф.- м.н., Томск, 2003.

27. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. Перев. с англ. под ред. Э.М. Надгорного и Ю.А. Осипьяна, М.: Атомиздат, 1972. 600 с.

28. Christian J.W., Mahajan S. Deformation twinning // Prog. Mater. Sci., 1995. -V. 39.-PP. 1-152.

29. Штремель M.A. Прочность сплавов. M.: МИСИС. - 1997. - Ч. 1,2.527 с.

30. Билби Б.А., Христиан И.В. Мартенситные превращения // УФН, 1960. -Т. LXX. Вып. 3. - С. 515 - 564.

31. Вишняков Я.Д., Файнштейн Г.С. Превращения в металлах с различной энергией дефектов упаковки. М.: Металлургия, 1981. 136 с.

32. Вишняков Я.Д. Дефекты упаковки в кристаллической структуре. М.: Металлургия, 1975. 208 с.

33. Allain S., Chateau J.-P., Dahmounb D., Bouaziz O. Modeling of mechanical twinning in a high manganese content austenitic steel // Materials Science and Engineering A, 2004. V. 387-389. - PP. 272-276.

34. Milliner P., Solenthaler C., Speidel M.O. The intersection of deformation twins in austenitic steel // Twinning in advanced materials. Ed. by M.H. Yoo and M. Wuttig. The Minerals, Metals & Materials Society, 1994.

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

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

37. Fujita H., Mori T. A deformation twins in FCC materials // Scripta metal., 1975.-V. 9.-PP. 631-636.

38. Meyers M.A., Xu Y.B., Xue Q. et al. Microstructural evolution in adiabatic shear localization in stainless steel // Acta Materialia, 2003. V. 51. - PP. 13071325.

39. Mullner P., Solenthaler C., Speidel M.O. Second order twinning in austenitic steel // Acta metal, mater., 1994. Vol. 42. - No 5. - PP. 1727-1732.

40. Mullner P. and Romanov A.E. Internal twinning in deformation twinning // Acta mater., 2000. V. 48. - PP. 2323-2337.

41. Cottrell A.H., Bilby B.A. A mechanism for the growth of deformation twins in crystals // Phil. Mag. 1951. Ser. 7. - Vol. 42. - No 329. - PP. 573-581.

42. Thompson N., Millard D.J. Twin formation in cadmium // Phil. Mag. 1952. Ser.7. - Vol. 43. - No 339. - PP. 422 - 440.

43. Liao X.Z., Zhou F., Lavernia E.J. et al. Deformation mechanism in nanocrystalline Al: Partial dislocation slip // Appl. Phys. Lett., 2003. Vol. 83. -No 4.-PP. 632-634.

44. Liao X.Z., Zhou F., Lavernia E.J. et al. Deformation twins in nanocrystalline Al //Appl. Phys. Lett., 2003. Vol. 83. - No 24. - PP. 5062 - 5064.

45. Liao X.Z., Zhao Y.H., Srinivasan S.G. et al. Deformation twinning in nanocrystalline copper at room temperature and low strain rate // Appl. Phys. Lett., 2004. Vol. 84. - No 4. - PP. 592 - 594.

46. Yamakov V., Wolf D., Phillpot S.R., Gleiter H. Deformation twinning in nanocrystalline A1 by molecular dynamics simulation // Acta Mater., 2002. -Vol. 50.-PP. 5005-5020.

47. Kumar K.S., Van Swygenhoven H., Suresh S. Mechanical behavior of nanocrystalline metals and alloys // Acta Mater., 2003. Vol. 51. - PP. 5743-5774.

48. Тюменцев A.H., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П. и др. Новая мода мезоуровня деформации механизмами динамических фазовых превращений в полях напряжений // Физическая мезомеханика, 2003. Т. 6. - № 2. - С. 15-36.

49. Сплавы никелида титана с памятью формы. Ч. 1. Структура, фазовые превращения и свойства. Екатеринбург: УрО РАН, 2006. 438 с.

50. Кондратьев В.В., Пушин В.Г. Предпереходные состояния в сплавах вблизи мартенситных превращений. В кн.: Фазовые превращения и структура металлов и сплавов. Свердловск: УНЦ АН СССР, 1982. - С. 18 -25.

51. Кондратьев В.В., Пушин В.Г. Предмартенситные состояния в металлах, их сплавах и соединениях: экспериментальные результаты, модели структуры, классификация // ФММ, 1985. Т. 60. - Вып. 4. - С. 629 - 650.

52. Бондарь В.И., Данильченко В.Е., Николин Б.И. Влияние многократных мартенситных переходов различного типа на кристаллическую структуру и свойства аустенитных монокристаллов // ФММ, 1990. № 10. - С. 163 - 167.

53. Николин Б.И., Лысак Л.И., Гончаренко И.Б. О механизме обратных £—>у и е'-»у превращений // Металлофизика, 1975. Вып. 62. - С. 46 - 58.

54. Филиппов М.А., Литвинов B.C., Немировский Ю.А. Стали с метастабильным аустенитом. М.: Металлургия, 1988. 256 с.

55. Olson G.B., Cohen М. A mechanism for the strain-induced nucleation of martensitic transformations // J. Less-Common Metals, 1972. V. 28. - No 1. - PP. 107-118.

56. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращение в железе и стали. М.: Наука, 1977. 220 с.

57. Богачев И.Н., Еголаев Е.Ф. Структура и свойства железомарганцевых сплавов. М.: Металлургия, 1973. 295 с.

58. Takahashi S., Echigoya J., Ueda Т. et al. Martensitic transformation due to plastic deformation and magnetic properties in SUS 304 stainless steel // Journal of Materials Processing Technology, 2001. V. 108. - PP. 213-216.

59. Кащенко М.П., Летучев B.B., Коновалов C.B., Нескромный С.В. Волновой механизм роста и новая методика инициирования зарождения а-мартенсита // ФММ, 1993. Вып. 3. - Т. 76. - С. 91 - 101.

60. Кабанова И.Г., Яковенкова Л.И., Сагарадзе В.В. О наследовании дислокаций при мартенситных превращениях y<-»a(s) // ФММ, 1985. Т. 60. -Вып. З.-С. 599-606.

61. Сагарадзе В.В., Сорокин И.П. Кристаллографические особенности обратного мартенситного превращения в сплавах с двойникованным мартенситом // ФММ, 1976. Т. 42. - Вып. 4. - С. 825 - 836.

62. Горбач В.Г., Бутакова Э.Д. Металлографическое исследование превращение мартенсита в аустенит // ФММ, 1963. Т. 16. - № 2. - С. 292 -297.

63. Breedis J.F., Robertson W.D. The martensitic in single crystals of iron-chromium-nickel alloys // Acta Metall., 1962. V. 10. - PP. 1077 - 1088.

64. Лысак Л.И., Николин Б.И. Морфология и ориентировка а-мартенсита в монокристаллах стали Fe-Mn-C. Ill // ФММ, 1964. Т. 17. - Вып. 5. - С. 708 -713.

65. Малинов Л.С., Харланова Е.Я., Голубович Л.А. Фазовые превращения при деформации в высокомарганцовистом сплаве // МиТОМ, 1976. № 2. -С. 13-16.

66. Кабанова И.Г., Сагарадзе В.В. Статистический анализ взаимных разориентаций кристаллов аустенита (мартенсита) после мартенситных у-»а-»у (а-»у-»а) превращений // ФММ, 1999. Т. 88. - № 2. - С. 44 - 52.

67. Сорокин И.П., Сагарадзе В.В. Распределение ориентировок аустенита после двойного мартенситного превращения у—»а—»у // ФММ, 1978. Т. 45. -Вып. 4. - С. 748 - 762.

68. Немировский Ю.Р., Немировский М.Р. Кристаллография а'-мартенсита в сплавах железа // ФММ, 1982. Т. 53. - Вып. - 5. - С. 984 - 992.

69. Немировский Ю.Р., Немировский М.Р. Закономерности образования деформационного а'-мартенсита в нестабильных аустенитных сталях // ФММ, 1983. Т. 56. - Вып. 5. - С. 971 - 978.

70. Немировский Ю.Р., Немировский М.Р., Хадыев М.С., Филиппов М.А. Закономерности образования деформационного а'-мартенсита в двухфазных (у+е)-сталях // ФММ, 1985. Т. 59. - Вып. 5. - С.968 - 974.

71. Kirindi Т., Dikici М. Micro structural analysis of thermally induced and deformation induced martensitic transformations in Fe-12.5 wt.% Mn-5.5 wt.% Si—9 wt.% Cr-3.5 wt.% Ni alloy // Journal of Alloys and Compounds, 2006. V. 407.-PP. 157-162.

72. Уваров А.И., Терещенко H.A., Шабашов B.A., Лапина Т.М. Фазовые превращения и изменение механических свойств в аустенитных сталях на Сг-Мп основе, содержащих азот // ФММ, 1992. № 7. - С. 107 - 119.

73. Mumtaz К., Takahashi S., Echigoya J. et al. Magnetic measurements of martensitic transformation in austenitic stainless steel after room temperature rolling // Journal of Materials Science, 2004. V. 39. - PP. 85- 97.

74. M'esz'aros I., Proh'aszka J. Magnetic investigation of the effect of a'-martensite on the properties of austenitic stainless steel // Journal of Materials Processing Technology, 2005.-V. 161.-PP. 162-168.

75. Fukuda Т., Kakeshita Т., Kindo К. Effect of high magnetic field and uniaxial stress at cryogenic temperatures on phase stability of some austenitic stainless steels // Materials Science and Engineering A, 2006. V. 438^440. - PP. 212-217.

76. Sato A., Kato M., Sunaga Y. et al. Stress induced martensitic transformation in Fe-Ni-C alloys single crystals // Acta Metallurgies 1980. Vol. 28. - PP. 367 -376.

77. Лысак Л.И., Николин Б.И. Изучение дефектов упаковки и микротвердости Б-фазы на монокристаллах стали Fe-Mn-C // ФММ, 1964. — Т. 17.-Вып. 1.-С. 40-44.

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

79. Малинов Л.С., Харланова Е.Я. Превращение б—>у в железомарганцевых сплавах // Изв. Вузов. Черная металлургия, 1980 № 10. — С. 77 — 80.

80. Лысак Л.И., Николин Б.И. Взаимная ориентировка решеток у- и 6-фаз при у—>б превращении в сплавах Fe-Mn и стали Fe-Mn-C // ФММ, 1963. Т. 16.-Вып. 2.-С. 256-259.

81. Шкляр Р.Ш., Еголаев В.Ф., Чумакова Л.Д. и др. Рентгенографическое исследование структурных несовершенств при у<-»Б превращениях // ФММ, 1966. Т. 21. - Вып. 2. - С. 235 - 241.

82. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф., Чумакова Л.Д. Изменения субструктуры аустенита и Б-фазы железомарганцевых сплавов в температурном интервале у<-»б превращений // Изв. Вузов. Черная металлургия, 1972. № 6. - С. 119.

83. Graessel О., Krueger L., Frommeyer G., Meyer L.W. High strength Fe-Mn-(Al-Si) TRIP/TWIP steels development properties - application // Int. J. Plasticity, 2000. - No 16. - PP. 1391 - 1409.

84. Васечкина Т.П., Пушин В.Г., Уксусников А.Н., Уваров А.И. Структура и механические свойства метастабильных хромомарганцевых сталей после деформации растяжением // ФММ, 1978. Т. 46. - Вып. 5. - С. 963 - 969.

85. Wechsler M.S., Lieberman D.S., Read T.A. On the theory of the formation of martensite // Transaction AIME, 1953. Vol. 197. - PP. 1503-1515.

86. Bogers A J., Burgers W.G. Partial dislocations on the {110} planes in the BCC lattice and the transition of the FCC into the BCC lattice // Acta Metallurgica, 1964.-V. 12.-No 2.-PP. 255-261.

87. Кассан-Оглы Ф. А., Найш В. E., Сагарадзе И. В. Диффузное рассеяние в металлах с ОЦК решеткой и кристаллогеометрия мартенситных фазовых переходов ОЦК-ГЦК и ОЦК-ГПУ // ФММ, 1988. Вып. 65. - № 3. - С. 481492.

88. Найш В.Е., Новоселова Т.В., Сагарадзе И.В. Теория мартенситных фазовых переходов в никелиде титана. I. Модель кооперативных колебаний и анализ возможных мартенситных фаз // Физика металлов и металловедение, 1995. Т. 80.- Вып. 5. - С. 14-27.

89. Gilman J., Read Т. Bend plane phenomena in the deformation of zinc monocrystals // J. Metals, 1953 V.5 - No 1 - PP. 49-55.

90. Степанов A.B. О причинах преждевременного разрыва // Изв. АН СССР, сер. Физ., 1937.- № 4-5. С. 797-813.

91. Степанов А.В., Донской А.В. Новый механизм пластической деформации кристаллов // ЖТФ, 1954. Вып. 24. - № 2. - с. 161-183.

92. Теплякова JI.A Локализация деформации, превращения в дефектной подсистеме в сплавах с различным структурно-фазовым состоянием, дисс. д. ф. м.-н. Томск, 1999.

93. Paul Н., Driver J.H., Maurice С., Jasienski Z. Shear band microtexture formation in twinned face centred cubic single crystals // Materials Science and Engineering A,2003. V. 359. - PP. 178-191.

94. Byun T.S., Lee E.H., Hunn J.D. Plastic deformation in 316N stainless steel -characterization of deformation microstructures // Journal of Nuclear Materials, 2003. Vol: 321. - PP. 29-39.

95. Valiev R. Z., Islamgaliev R. K. and Tyumentsev A. N. The Disclination Approach to Nanostructured SPD Materials // Solid State Phenomena. 2002. - V. 87 - P. 255-264.

96. В.Ч. Гончиков, A.H. Тюменцев, А.Д. Коротаев, Ю.П. Пинжин. Микроструктура полос переориентации в высокопрочных ниобиевых сплавах с ультрадисперсными частицами неметаллической фазы // ФММ, 1987. Т. 63.-С. 598-603.

97. Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д., Пинжин Ю.П. и др. Особенности дефектной микроструктуры в субмикрокристаллах нитрида титана // Изв. Вузов. Физика. 1998. - № 7. - С. 3-12.

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

99. Креслин В.Ю., Найден Е.П. Автоматизированный комплекс для исследования характеристик магнитожестких материалов // Приборы и техника эксперимента, 2002. № 1. - С. 63 - 66.

100. Вонсовский С.В. Магнетизм. М.: Наука, 1971. 1032 с.

101. Таблицы физических величин. Справочник. Под ред. акад. И.К. Кикоина. М.: Атомиздат, 1976. 1008 с.

102. Литовченко И.Ю., Шевченко Н.В., Тюменцев А.Н. Особенности тонкой дефектной структуры полос локализации и двойников деформацииаустенитной стали // Изв. Вузов. Физика, 2006. № 3. Приложение. - С. 4445.

103. Литовченко И. Ю., Шевченко Н.В., Тюменцев А.Н., Найден Е.П. Фазовый состав и дефектная субструктура аустенитной стали 02Х17Н14М2 после деформации прокаткой при комнатной температуре // Физическая мезомеханика, 2006. Т. 9. - Спец. выпуск. - С. 137-140.

104. Богачев И.Н., Литвинов B.C., Минц Р.И. Особенности пластической деформации марганцевого и никелевого аустенитных сплавов // ФММ, 1963.- Т. 16. Вып. 4. - С. 596 - 602.

105. Korotaev A.D., Tyumentsev A.N., Pinzhin Yu.P. The defect substructures and local internal stresses inherent in mesolevel plastic flows // Theoretical and Applied Fracture Mechanics. 2001. - V. 35. - P. 163-169.

106. Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А., Пинжин Ю.П. и др. Особенности микроструктуры и механизмы формирования субмикрокристаллической меди, полученной методами интенсивной пластической деформации // ФММ, 2003.-Т. 96.-№4.-С. 33-43.

107. Тюменцев А.Н., Панин В.Е., Деревягина JI.C., и др. Механизм локализованного сдвига на мезоуровне при растяжении ультрамелкозернистой меди // Физическая мезомеханика, 1999.-Т.2,- № 6. -С. 115-123.

108. Лихачев В.А., Хайров Р.Ю. Введение в теорию дисклинаций. Л: Изд-во ЛГУ, 1975.- 184 с.

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

110. Дерягин А.И., Уваров А.И., Завалишин В.А. и др. Образование а-мартенсита при пластической деформации аустенитной стали 10Х18АГ21 повышенной стабильности // ФММ, 1997. Вып. 4. - Т. 84. - С. 98-104.

111. Дерягин А.И., Завалишин В.А., Сагарадзе В.В., Кузнецов А.Р. Низкотемпературное механо-индуцированное атомное расслоение в хромоникелевых сталях // ФММ, 2000. Т. 89. - № 6. - С. 82-93.

112. Валиев Р.З.,. Корзников А.В, Мулюков P.P. Структура и свойства металлических материалов с субмикрокристаллической структурой // ФММ, 1992. -№4. -С.70-86.

113. Тюменцев А.Н., Третьяк М.В. Пинжин Ю.П. и др. Эволюция дефектной субструктуры в сплаве Ni3Al в ходе интенсивной пластической деформации кручением под давлением // ФММ, 2000. Т. 90. - №5. - С. 4454.

114. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Шевченко Н.В. и др. Дисторсии кристаллической решетки при формировании полос локализации деформации механизмами прямых плюс обратных мартенситных превращений // ФММ, 2006 Т. 101. - № 3. - С. 323-329.

115. Шевченко Н.В., Литовченко И.Ю., Тюменцев А.Н. Анализ тензора дисторсии ГЦК—>ОЦК—>ГЦК превращения // Известия вузов. Физика, 2006. - № 3. Приложение. - С. 79-80.

116. Лихачев В.А., Волков А.Е., Шудегов В.Е. Континуальная теория дефектов. Ленинград: Изд. Ленинградского университета, 1986. - 232 с.

117. Литовченко И.Ю., Шевченко Н.В., Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П. Атомные модели образования дислокаций и механического двойникования в нанокристаллах с ГЦК решеткой // Физическая мезомеханика, 2005. — Т. 8. — №4.-С. 5-12.

118. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Шевченко Н.В. Атомные модели образования дислокаций и механического двойникования в ГЦК- кристаллах // ДАН, 2005. Т. 403. - № 5. - С. 623-626.

119. Шевченко Н.В., Литовченко И.Ю., Тюменцев А.Н. Модели зарождения дислокаций и механического двойникования в ГЦК кристаллах в рамках механизма динамических фазовых переходов // Изв. вузов. Физика, 2005. Т. 48.-№6. -С. 37-38.

120. Liao X.Z., Srinivasan S.G., Zhao Y.H. et al. Formation mechanism of wide stacking faults in nanocrystalline Al // Appl. Phys. Lett., 2004. Vol. 84. - PP. 3564-3566.

121. Van Swygenhoven H., Caro A., Farkas D. Grain boundary structure and its influence on plastic deformation of polycrystalline FCC metals at the nanoscale: a molecular dynamics study // Scripta Mater., 2001. Vol. 44. - PP. 1513-1516. /I

122. Стали и сплавы: Марочник: Справ, изд./ В.Г. Сорокин и др.; Науч. С77 ред. В.Г. Сорокин, М.А. Герсавьев М.: "Интермед Инжиринг", 2001. - 608 с.

123. Тюменцев А.Н., Панин В.Е., Дитенберг И.А. и др. Особенности пластической деформации ультрамелкозернистой меди при разных температурах // Физическая мезомеханика, 2001. Т. 4. - № 6. - С. 77-85.

124. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Третьяк М.В. и др. Особенности морфологии и дефектной субструктуры поверхностного слоя сплава №зА1 после обработки мощным ионным пучком. // Физика металлов и металловедение, 2000. Т. 86. - Вып.1. - С. 54-61.

125. Корзников А.В., Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А. О предельных минимальных размерах зерен, формирующихся в металлических материалах, полученных при деформации кручением под давлением // Физическая мезомеханика, 2006. Т. 9. - Спец. выпуск. - С. 71-74.