Закономерности и механизмы пластической деформации и разрушения монокристаллов высокомарганцевых аустенитных сталей с высокой концентрацией углерода тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

АСТАФУРОВА Елена Геннадьевна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ И МЕХАНИЗМЫ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ ВЫСОКОМАРГАНЦЕВЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ С ВЫСОКОЙ КОНЦЕНТРАЦИЕЙ УГЛЕРОДА

01.04.07 Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание учёной степени доктора физико-математических наук

0-4 ОПТ. 2012

Томск-2012

005052633

Работа выполнена в Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Институте физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук и Сибирском физико-техническом институте имени академика В.Д. Кузнецова Томского государственного университета

Научный доктор физико-математических наук, профессор

консультант: Чумляков Юрий Иванович

Официальные Глезер Александр Маркович

оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор, Институт металловедения и физики металлов имени Г.В. Курдюмова Федерального государственного унитарного предприятия «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии имени И.П. Бардина», директор

Конева Нина Александровна

доктор физико-математических наук, профессор, Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Томский государственный архитектурно-строительный университет», профессор кафедры физики

Кульков Сергей Николаевич

доктор физико-математических наук, профессор, Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук, заведующий лабораторией физики наноструктурных керамических материалов

Ведущая Федеральное государственное бюджетное учреждение

организация: науки Ордена Трудового Красного Знамени

Институт физики металлов Уральского отделения РАН (г. Екатеринбург)

Защита диссертации состоится «19» октября 2012 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.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН.

Автореферат разослан <<?%--» августа 2012 г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор технических наук, профессор

О.В. Сизова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Актуальной задачей физического материаловедения является создание новых или модификация структуры известных материалов с целью оптимизации их свойств к определенным условиям эксплуатации. Нано-структурирование методами интенсивной пластической деформации (ИПД) открывает перспективы улучшения исходных физико-механических свойств материалов. Прогресс в этой области науки связан не только с созданием новых методов деформирования, но и с оптимизацией состава и структуры сплавов до ИПД и «зернограничным дизайном». В этой связи, на первый план выходят фундаментальные теоретические и экспериментальные исследования, связанные с изучением модельных металлических материалов и направленные на генерацию знаний о механизмах и закономерностях фрагментации структуры металлов при деформации. Механическое двойникование может способствовать быстрому формированию при ИПД ультрамелкозернистой структуры с высокоугловыми низкоэнергетическими специальными границами £3", но для ГЦК материалов двойникование является низкотемпературным механизмом деформации и наблюдается достаточно редко. Поэтому поиск сплавов, склонных к высокотемпературному двойникованию, и всесторонняя аттестация особенностей проявления этого механизма открывает перспективу создания высокопрочных наноструктурных материалов с низкоэнергетическими высокоугловыми разориентировками между элементами структуры.

В качестве перспективных материалов для этих целей могут быть использованы высокомарганцевые аустенитные стали и сталь Гадфильда, склонные к двойникованию в широком интервале температур. К настоящему времени известен ряд работ (Штремель М.А., Чумляков Ю.И., Сехитоглу X., Караман И. и др.), в которых проведено исследование механизмов деформации монокристаллов аустенитных сталей с азотом и углеродом и показана возможность развития механического двойникования в этом классе материалов с ранних степеней деформации при комнатной температуре. Однако остались не до конца изученными вопросы влияния энергии дефекта упаковки на эффекты двойникования и динамического деформационного старения в высокоуглеродистом аустените, отсутствуют систематические исследования температурного интервала развития двойникования в высокоуглеродистых сталях с разной энергией дефекта упаковки, не изучено влияние морфологии двойникования на стадийность деформационного упрочнения и разрушение. Сведения о влиянии энергии дефекта упаковки, ориентации кристалла и температуры деформации на упрочнение монокристаллов аустенитных сталей с высокой концентрацией углерода в условиях простых схем деформирования (при растяжении и сжатии) позволят, в перспективе, создавать текстурированные материалы с набором заданных свойств и конструировать материалы «по типу стали Гадфильда», в том числе и методами ИПД. Подобные исследования также актуальны в связи с широким спектром применения аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения, в частности, стали Гадфильда, благодаря их высокой износостойкости и склонности к аномально высокому упрочнению при деформации.

Цель диссертационной работы - выявление закономерностей и механизмов деформации (скольжения, двойникования), деформационного упрочнения и разрушения монокристаллов аустенитных сталей с высокой концентрацией углерода и анализ процессов формирования наноструктурных состояний при интенсивной пластической деформации высокомарганцевого аустенита.

В диссертации были поставлены и решены следующие задачи:

1. Изучить закономерности пластического течения и механизмы деформации монокристаллов аустенитных сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, Fe-28Mn-2,7Al-l,3C (мас.%) при растяжении в зависимости от величины энергии дефекта упаковки, ориентации монокристаллов и температуры деформации.

2. Исследовать влияние кристаллографической ориентации, скорости деформирования и типа дислокационной структуры на закономерности локализации пластической деформации при сжатии монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C.

3. Изучить особенности перехода «хрупкость-вязкость» и его взаимосвязь с развитием двойникования в монокристаллах сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, Fe-28Mn-2,7Al-l,3C с разной энергией дефекта упаковки.

4. Исследовать влияние старения на закономерности пластического течения, особенности развития скольжения и механического двойникования в монокристаллах сталей Fe-13Mn-l,0C, Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C.

5. Обобщить экспериментально установленные, с использованием различных ориентаций монокристаллов, закономерности пластического течения аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов углерода при различных условиях деформации и выяснить механизмы влияния углерода и величины энергии дефекта упаковки на прочностные свойства и механизмы фрагментации сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, Fe-28Mn-2,7Al-l,3C в условиях кручения под квазигидростатическим давлением.

Научная новизна:

1. Для монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,3C (I), Fe-13Mn-2,7Al-l,3C (И) и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C (III) с близкой концентрацией атомов углерода установлены различия в уровне критических скалывающих напряжений при 7>-50°С (гкр1 > Ткр" > гкрш, Дт<80МПа), обусловленные (1) изменением доли дислокаций с краевой компонентой вследствие увеличения энергии дефекта упаковки и (2) снижением диффузионной подвижности углерода при легировании алюминием и марганцем. С использованием прямых экспериментальных методов показано, что монокристаллы аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения и низкой энергией дефекта упаковки (Fe-13Mn-l,0C, Fe-13Mn-l,3C, в том числе дополнительно легированных водородом) являются нешмидовскими, так как в них наблюдается ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений, типа дислокационной структуры и механизма деформации на начальной стадии пластического течения. Нешмидовские эффекты ори-ентационной зависимости снижаются при повышении энергии дефекта упаковки стали (при легировании и повышении температуры) и при старении (выделении частиц цементитного типа).

2. Экспериментально установлен температурный интервал развития двой-никования при растяжении монокристаллов высокомарганцевых аустенит-ных сталей с высокой концентрацией атомов углерода (71=(-196)-И00оС для стали Fe-13Mn-l,3C, Г=(-196)-23°С для сталей Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C), свидетельствующий о развитии механического двойнико-вания как высокотемпературного механизма деформации сталей с ГЦК решеткой. Для сталей Fe-13Mn-l,0C, Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C определены напряжения двойникования гдв в зависимости от ориентации монокристалла и температуры деформации, а также выявлены особенности развития двойников деформации, заключающиеся в уменьшении толщины двойниковых ламелей при понижении температуры испытания и старении, в отклонении габитусных плоскостей двойников от плоскостей типа {111} при увеличении степени деформации скольжением, предшествующей двойникованию, и усилении планарности дислокационной структуры.

3. Показано, что деформационное упрочнение при множественном сдвиге, наблюдаемое в монокристаллах с высокосимметричными ориентировками оси растяжения [111] и [001] 0=do/d£=G/20+G/40, и при преобладании сдвига в одной системе 0=G/50+G/&0 определяется величиной свободного пробега дислокаций между дефектами кристаллического строения и не зависит от их типа, а именно, развитие мультипольных конфигураций в нескольких системах (муль-типолей и дислокационных листов) в сталях Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C вызывает сильное упрочнение по аналогии с множественным двойникованием в стали Fe-13Mn-l,3C.

4. Изучены закономерности формирования макроскопических полос локализованной деформации, экспериментально наблюдаемых при сжатии [111]-монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, которые свидетельствуют о подавлении локализации деформации при развитии механического двойникования (при увеличении скорости деформации, отклонении оси кристалла от точной ориентации [111]) и изменении морфологии скольжения (при переходе от однородной к планарной дислокационной структуре).

5. Установлено несовпадение температур перехода «хрупкость-вязкость» по фрактографическому и деформационному критериям в монокристаллах сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, которое определяется зависимостью температурного интервала развития двойникования от энергии дефекта упаковки стали, а также увеличением ширины двойниковых ламелей и уменьшением напряжений пластического течения при увеличении температуры деформирования.

6. Показано, что при кручении под квазигидростатическим давлением монокристаллов аустенитных сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C, независимо от энергии дефекта упаковки стали и температуры деформации Г<400°С, механическое двойникование определяет формирование наноструктурных состояний с границами специального типа (двойниковыми), устойчивых к нагреву до температуры 500°С. Установлены последовательности структурно-фазовых превращений при кручении под квазигидростатическим давлением и особенности микроструктуры этих сталей после деформации, заключающиеся в:

- увеличении среднего расстояния между двойниковыми границами, уменьшении плотности двойников, искривлении их габитусных плоскостей вследствие увеличения энергии дефекта упаковки и температуры деформации;

- дополнительном увеличении плотности дислокаций и упрочнения в стали Fe-13Mn-l,3C по сравнению со сталями Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C при кручении в области температур развития динамического деформационного старения;

- активации эффектов дисперсионного твердения и фазовых у-а превращений во время кручения стали Fe-13Mn-l,3C при 7'=400оС, не испытывающей структурно-фазовых превращений при аналогичном отжиге без нагрузки.

Научно-практическая ценность работы. Практическая значимость экспериментальных результатов, полученных на монокристаллах сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, Fe-28Mn-2,7Al-l,3C (мас.%) при растяжении и сжатии, заключается в возможности их использования при выборе типа текстуры для разработки поликристаллических материалов с заданными характеристиками или для анализа деформационного упрочнения текстурированных поликристаллов аустенитных сталей данного класса.

Предложенные в работе научные подходы, заключающиеся в проведении физического моделирования процессов пластического течения и измельчения структуры сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, Fe-28Mn-2,7Al-l,3C при кручении под квазигидростатическим давлением, открывают перспективу разработки нового класса высокопрочных металлических материалов на основе модифицирования промышленных углеродистых сталей методами ИПД. Результаты исследований также позволят усовершенствовать существующие подходы к наноструктурированию металлических материалов и развивать новые направления исследований в науке и технике.

Положения, выносимые на защиту:

1. Закономерности температурной и ориентационной зависимости критических скалывающих напряжений в аустенитных сталях Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, Fe-28Mn-2,7Al-l,3C, которые определяются диффузионной подвижностью углерода в аустените и зависимостью доли дислокаций с краевой компонентой и величины расщепления полных дислокаций я/2<110> от энергии дефекта упаковки стали.

2. Экспериментально установленный интервал развития двойникования как высокотемпературного механизма деформации в аустенитных сталях Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, Fe-28Mn-2,7Al-l,3C и закономерности изменения морфологии двойников деформации, которые заключаются в отклонении двойниковых границ от плоскостей {111} скольжения и двойникования в ГЦК решетке, изменении толщины двойников и их плотности при изменении температуры деформирования, типа дислокационной структуры при скольжении и при старении.

3. Механизмы, определяющие подавление макроскопической локализации деформации при увеличении скорости деформации, отклонении оси кристалла

от точной ориентации [ 111] и переходе от однородной к планарной дислокационной структуре при легировании алюминием в [Т11]-монокристаллах сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-1 ЗМп-2,7Al-1 ,ЗС при сжатии.

4. Экспериментально установленные закономерности перехода «хрупкость-вязкость» и несовпадение температур перехода по фрактографическому и деформационному критериям в монокристаллах сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, Fe-28Mn-2,7Al-l,3C, обусловленное зависимостью ширины двойниковых ламелей и напряжений пластического течения от температуры и энергии дефекта упаковки стали.

5. Закономерности развития высокотемпературного двойникования при кручении под квазигидростатическим давлением монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, Fe-28Mn-2,7Al-l,3C с разной энергией дефекта упаковки, которые определяют формирование ультрамелкозернистой структуры с границами специального типа (двойниковыми) и ее стабильность к нагреву.

Связь работы с научными программами и темами. Диссертационная работа выполнена в соответствии с планами государственных научных программ и грантов: проекта РФФИ №07-08-00064-а (2007-2009 гг.); гранта CRDF-BRHE (проект BF6M16) (2007-2009 гг.); гранта Президента РФ МК-1436.2008.8 (20082009 гг.); проекта 3.6.2.2 Программы фундаментальных исследований СО РАН № 3.6.2 (2007-2009 гг.); проекта РФФИ №09-08-99062-р_офи (2009-2010 гг.); проекта ФЦП «Научные и научно- педагогические кадры инновационной России», г/к №П2366 от 18.11.2009 (2009-2011 гг.); проекта III.20.2.2. Программы фундаментальных исследований СО РАН III.20.2. (2010-2012 гг.); проекта РФФИ №11 -08-98019-р_сибирь_а (2011-2012 гг.); гранта Президента РФ МК-43.2011.8 (2011-2012 гг.).

Апробация работы. Основные результаты были обсуждены на следующих всероссийских и международных мероприятиях: I Международном семинаре "Актуальные проблемы прочности" имени В. А. Лихачева и XXXIII семинаре "Актуальные проблемы прочности", Новгород, 1997; Международной школе-семинаре "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах", Барнаул, 1998; XV Уральской школе металловедов-термистов "Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов", Екатеринбург, 2000; VI Всероссийской конференции "Структура и свойства аустенитных сталей и сплавов", Екатеринбург, 2001; International Workshop "Mesomechanics: foundation and application", Томск, 2001; LX Международном семинаре "Актуальные проблемы прочности", Великий Новгород, 2002; XV Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», Тольятти, 2003; XVI Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 2006; Международной конференции «Физическая мезомеханика, компьютерное конструирование и разработка новых материалов», Томск, 2006; Второй Международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов», Москва, 2007; III Международной школе «Физическое ма-

териаловедение. Наноматериалы технического и медицинского назначения», Самара, Тольятти, Ульяновск, Казань, 2007; XIX Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», г. Екатеринбург, 2008; XLVII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Нижний Новгород, 2008; Международной школе-семинаре «Многоуровневые подходы в физической мезомеханике. Фундаментальные основы и инженерные приложения», Томск, 2008; Третьей Международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериа-лов», Москва, 2009; 15th International Conference on the Strength of Materials, Дрезден, Германия, 2009; Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, Томск, 2009; Первых московских чтениях по проблемам прочности материалов, Москва, 2009; XX Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Пермь, 2010; Открытой школе-конференции стран СНГ "Ультрамелкозернистые и нанострук-турные материалы - 2010", Уфа, 2010; Международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии», Санкт-Петербург, 2011; 3nd International Symposium on Bulk Nanostructured Materials: from fundamentals to innovations, Уфа, 2011; Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, Томск, 2011; XXI Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Магнитогорск, 2012.

Достоверность полученных в работе результатов и обоснованность выносимых на защиту положений и выводов, сформулированных в работе, обеспечены использованием современных методов исследования структуры и физико-механических свойств материалов, статистической обработкой экспериментальных данных и их сопоставлением с теоретическими моделями и экспериментальными результатами других авторов.

Личный вклад автора в работу. Все результаты, приведенные в диссертации, получены либо самим автором, либо при его непосредственном участии. Автору принадлежат идеи при определении цели, анализе и интерпретации результатов, формулировке основных положений и выводов.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 40 работ, в том числе 15 публикаций в российских изданиях, рекомендованных ВАК РФ для опубликования научных результатов диссертаций на соискание учёной степени доктора наук, 9 статей в ведущих зарубежных изданиях и 2 раздела в коллективных монографиях.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырёх разделов, выводов и списка литературы из 212 наименований. Работа содержит 310 страниц текста, включая 108 рисунков и 16 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы цели и задачи исследования, научная и практическая значимость, приводятся основные положения, выносимые на защиту.

В первом разделе представлены закономерности ориентационной и температурной зависимостей критических скалывающих напряжений гкр и механизмов деформации на ранних стадиях пластического течения монокристаллов сталей с разной энергией дефекта упаковки (ЭДУ) Ре-13Мп-1,ЗС (мае. %) (ЭДУ=3ОмДж/м2), Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС (ЭДУ=45мДж/м2), Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС (ЭДУ=60мДж/м2) при растяжении в интервале температур (-196)^400°С.

Температурная зависимость Гкр(7) = гс(Т) + т$(Т) для исследуемых монокристаллов превышает зависимость Гкр(7) для ГЦК сплавов замещения, в интервале температур (-196^0)°С гкр возрастают в 2,(Н-2,6 раза (рис. 1). При Т<То температурная зависимость г,,, превышает зависимость С(Т) (Т^{-50ТС для стали Ре-ПМп-1,ЗС и ГоЧ23-120)"С для сталей Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС). Причиной сильной зависимости тер-мически-активируемой компоненты напряжения т$(Т) является, в первую очередь, взаимодействие движущихся дислокаций с атомами углерода. Величина объема активации Ка= У/а уменьшается при понижении температуры деформации от 10-20 (23°С) до 2-3 (-196°С), и ниже комнатной температуры активационный объем Ка слабо зависит от степени деформации (ё < 15%).

Анализ термоактивационных параметров для исследуемых сталей свидетельствует в пользу того, что атомы углерода не однородно распределены в твердом растворе, а образуют комплексы (кластеры) размером 5+-25А. Зависимость г(С) для исследуемых сталей в термически-активируемой ее части описывается в приближении Мотта-Лабуша г ~ С2/3 [1] (С - концентрация углерода). То есть, взаимодействие движущихся дислокаций происходит не с точечными препятствиями, а с группами атомов внедрения, что находится в соответствии с данными [2].

Высокотемпературные (атермические т0) части зависимости ткр(Т) близки к

350-, 300250

га

1| 200 £15<Н 100 50

-а- Ге-13Мп-1,ЗС а -•— Ре-1 ЗМп-2,7 А1-1 ,ЗС -■- Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС

-200 -100 0

100 200 300 400

30

25-

20-

я

С 15-

£

< 10

5-

0

-5-1

А Ре-13Мп-1,ЗС • Ре-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС ■ Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС

-200 -100 0 100 200 300 400

Т,°С

Рисунок 1 - Зависимости гкр(7) (а) и /?(7) (б) для [001]-монокристаллов исследуемых сталей

зависимости G(T), но существенно различаются для исследуемых сталей (рис. 1 а), несмотря на тот факт, что концентрация углерода в них одинакова. При 7>23°С для монокристаллов стали Fe-13Mn-l,3C и при 7>250°С в стали Fe-13Mn-2,7Al-l,3C напряжения rKp(7)/G(7) увеличиваются с ростом температуры, и это связано с диффузионными упрочняющими процессами, такими, как динамическое деформационное старение. Эти процессы сопровождаются появлением зубчатых £т(е)-диаграмм при деформации и аномальной (отрицательной) скоростной зависимости напряжения течения 0 = Асг/А Ins (рис. 1 б). В стали Fe-28Mn-2,7Al-l,3C диффузионные динамические процессы не вносят вклада в напряжение пластического течения, атермическая ветвь зависимости гкр(7*) имеет характерный для ГЦК сплавов вид и пропорциональна зависимости G{T).

Расщепление полной винтовой дислокации в ГЦК материалах с низкой ЭДУ

согласно реакции <^[l0l]->^[21 l]+^[ll2] приводит к образованию двух

смешанных (то есть содержащих краевую компоненту) частичных дислокаций Шокли, разделенных дефектом упаковки. В поле внешних напряжений максимальное расщепление испытывают полные дислокации д/2<110> с максимальной винтовой компонентой, а величина расщепления для краевых дислокаций не изменяется. Так как при расщеплении винтовой дислокации образуются смешанные частичные дислокации Шокли, то при равной скалярной плотности дислокаций в исследуемых сталях (~10|4м"2 при е<1%) по мере уменьшения ЭДУ доля дислокаций с краевой компонентой возрастает. В совокупности с приростом напряжений за счет образования сегрегаций на дефектах упаковки, это вызывает прирост критических скалывающих напряжений Гокраев+гоДУ=50-75 МПа. Вклад динамического деформационного старения в напряжение течения составляет гс^^Ю МПа для стали Fe-13Mn-2,7Al-l,3C при 7>250°С и ТсДДС~45 МПа для стали Fe-13Mn-l,3C при 7"=23-400°С. Таким образом, напряжения течения для аустенитных сталей с углеродом в атермической области температурной зависимости определяются с учетом изменения доли краевых дислокаций токрасв при изменении ЭДУ и вклада от динамического деформационного старения it :

Г0= т0*+Гс*+т0'<раев+т0ду+тсДДС> (1)

где то* - напряжение атермического течения матрицы, связанное с взаимодействием движущихся дислокаций с дислокациями «леса»; гс* - вклад в напряжение, обусловленный атомами внедрения и замещения [1].

В стали Fe-13Mn-l,3C с низкой ЭДУ наблюдается отклонение от закона Боаса-Шмида. В интервале температур Г=(-196)^400°С монокристаллы [001], [Т23] ориентаций «жесткие» и имеют более высокие г,ф по сравнению с «мягкими» [144], [Oil], [111] монокристаллами (рис. 2 а). Ориентационная зависимость гкр (при £=0,2%) связана с ориентационной зависимостью величины расщепления дислокаций: в «жестких» ориентациях движутся полные дислокации скольжения, в «мягких» кристаллах - расщепленные полные дислокации и частичные дислокации Шокли. Экспериментально обнаруженная ориентационная зависимость механизма деформации при £=1^-2% в интервале температур

500-,

400-

С 3002

j*" 200100-200 -100 0 100 200 300 400

Т,° С

Рисунок 2 - Зависимость критических скалывающих напряжений для скольжения гкр и двойникования тдв от температуры испытания и ориентации монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,ЗС (а), Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС(б) и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС (в)

г, "С

Т=(-196)-К23°С обусловливает второй тип зависимости: в «мягких» кристаллах реализуется двойникование, а в «жёстких» - скольжение полных или слабо расщепленных дислокаций (рис. 3 а,б). При 7>23°С двойникование развивается после небольшой стадии скольжения, и на ранних стадиях пластического течения £=К2% ориентационной зависимости второго типа (механизма деформации) нет.

В сталях Fe-1 ЗМп-2,7Al-1 ,ЗС и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C деформация во всех ори-ентациях определяется скольжением (наблюдается планарная дислокационная структура), и ориентационной зависимости значений ткр нет (рис. 2 б,в, 3 в,г).

Описаны особенности дислокационной структуры исследуемых кристаллов и предложен механизм перехода к двойникованию, обусловленный расщеплением смешанных (0=30°) дислокаций, который позволяет описать наблюдаемую экспериментально в стали Fe-13Mn-l,3C ориентационную зависимость механизма деформации и скоростной чувствительности /1

Во втором разделе изучены механизмы деформации, закономерности деформационного упрочнения и разрушения [011], [Til], [Т44], [123], [113], [012], [001]-монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C при растяжении и сжатии.

500 400 | 300

J" 200100

Fe-13Mn-l,3C

скольжение двойникование

—Д-<111> —А—<111>

-<144> -»-<144>

-<123> -▼—<123>

-200 -100

0 100 200 300 400

Г, °С

600500-

я 400

с

2 зоо

с.

* 200' 100-

Fe-28Mn-2,7Al-l,3C скольжение двойникование

-200 -100 0 100 200 300 400

Fe-13Mn-2.7Al-l.3C скольжение двойникование -Д-<111> —А—<111> -о-<011» -»-<0П> -X—<123>

Рисунок 3 - Структура монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,3C (а,б), Fe-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС (в) и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C (г) при растяжении, Т= 23°С: а - [001], е=5%; б - [ 1 11], е= 1%; в - [001], е=2%; г - [ 1 11], е=3%

Впервые экспериментально определен температурный интервал развития двойникования в исследуемых сталях. Двойникование развивается во всех ори-ентациях монокристаллов стали Fe-13Mn-l,3C с низкой ЭДУ в интервале температур ГК-^б^ООТ и в [011], [Til], [123] кристаллах Fe-13Mn-2,7Al-l,3C при Т<23СС. В монокристаллах стали Fe-28Mn-2,7Al-l,3C двойники выявляются методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) в разрушенных при температуре жидкого азота образцах и при Т= 23°С на стадии предразруше-ния [011]-монокристаллов после 140% деформации скольжением. Двойникование всегда сопровождается и развивается после деформации скольжением или микроскольжением, даже если его трудно установить экспериментально.

Описаны общие закономерности ориентационной и температурной зависимости критических напряжений двойникования тдв и параметры (величина ЭДУ, ориентация оси растяжения (сжатия), температура), при которых происходит макроскопический переход к двойникованию в сталях данного класса. Увеличение ЭДУ (при легировании, увеличении температуры деформирования) способствует росту критических скалывающих напряжений двойникования (рис. 2) и увеличению степени деформации скольжением до начала двойникования. Напряжение гдв является функцией ЭДУ материала /ду [3]:

пт№= Уду/Ь\ +Tf, (2)

где Tf - сила взаимодействия двойникующих дислокаций с дефектами; п=2^4; Ь\ - вектор Бюргерса частичной дислокации Шокли.

Рассчитанные по соотношению (2) напряжения близки к экспериментальным значениям г^ при высоких Т (рис. 4). При 7>(-50)°С в стали Ре-13Мп-1,ЗС, 7>(-150)°С в стали Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, 7>(-196)°С в стали Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС деформация с предела текучести должна развиваться скольжением, так как < 7ДВ и критические напряжения для двойникования достигаются дислокационным путем (за счет деформационного упрочнения) (рис. 1 и 4). При Г<(-50)°С в монокристаллах Ре-13Мп-1,ЗС и при Г<(-150)°С в монокристаллах Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС следует ожидать развития двойникования на пределе текучести, т.к. гдв<гск. Экспериментально наблюдается обратная картина - тск< гдв (рис. 2), подтверждающая, что в сталях аустенитного класса с атомами внедрения механизм зарождения двойникования связан с расщеплением полных дислокаций и для развития двойникования необходима, пусть и небольшая, деформация скольжением е<0,5%. Учет в соотн. (2) изменения эффективной энергии дефекта упаковки у в поле внешних напряжений, согласно модели Коплей и Кира [4], дает более корректные результаты и правильную зависимость от ориентации монокристаллов: у1Ь\([~\2Ъ])>у1Ь\{[\ 11])>?'/61([144]). Наблюдаемая ориентационная зависимость напряжений тдв также обусловлена различиями в плотности дислокаций вследствие разной степени деформации скольжением до перехода к двойникованию.

зоо 200 100 о

300200 1000

Fe-13Mn-2,7Al-l,3C

-о—<0П>. Тдд. эксперимент

чг-<011>,тду/Ь1

<011>, Tf - <011>, Тдв, расчет "---i---А---i

-200 -100 0 100 200 300 400

Т,° С

Рисунок 4 - Зависимость экспериментальных и рассчитанных по соотн. (2) значений гдв (7) в кристаллах сталей Ре-13Мп-1,ЗС (а) и Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС (б)

Fe-13Mn-l,3C

—о—<144>, тдв, эксперимент

Двойникование в ГЦК структуре является полярным механизмом деформации, например, при растяжении двойникование с образованием дефекта упаковки вычитания легче зарождается в ориентациях вблизи полюса [Til] и не наблюдается в [001]-монокристаллах. Легирование водородом дополнительно снижает ЭДУ стали Fe-13Mn-l,0C, и двойникование становится неполярным: независимо от ориентации монокристалла наблюдается со степеней деформирования е~ 1% как основной механизм деформации в интервале температур (-196)н-23°С.

Несмотря на общность закономерностей развития механического двойникования в исследуемых материалах и низкопрочных ГЦК кристаллах наблюдаются и явные различия, вызванные достижением высокопрочного состояния в ста-

лях. Наличие локальных искажений кристаллической решетки за счет легирования сталей марганцем, алюминием и углеродом и формирование ближнего порядка в их расположении способствует зарождению двойников, но препятствует их росту. В результате образуется не гомогенная двойниковая прослойка, а пакеты, включающие тонкие двойники деформации. При этом невысокая объемная доля двойников в сталях вызывает сильное деформационное упрочнение за счет эффективного уменьшения величины свободного пробега дислокаций в сдвойникованных объемах и в матрице.

В случае, когда механическое двойникование выступает основным механизмом деформационного упрочнения (например, в монокристаллах стали Fe-13Mn-l,3C), особенностью пластического течения является преобладание сдвига преимущественно в одной системе двойникования, в то время как небольшая доля скольжения и двойникования в сопряженных системах обусловливает высокую скорость деформационного упрочнения 0///G=l/G-dcr/de=(2,3^-2,5)xlO"2. Общим также является факт, что макроскопический переход от скольжения к двойникованию сопровождается изменением направления прецессии оси монокристалла при деформации от [ 101](111) (сдвиг в первичной системе скольжения) к [211 ](111) (двойникование в первичной системе) и изменением знака скоростной чувствительности /? от отрицательного при скольжении к положительному при двойниковании (рис. 5 а,в,д). Изменение знака р связано с ослаблением связи между дислокациями и атомами углерода при переходе к деформации за счет движения частичных дислокаций Шокли, которые имеют меньший вектор Бюргерса по сравнению с полными дислокациями скольжения (г~Ь).

Если двойникование развивается дополнительно к скольжению (например, в [111]-, [011]-монокристаллах стали Fe-13Mn-2,7Al-l,3C при Г<23°С), изменения направления сдвига при развитии двойникования не происходит (рис. 5 б,г) и величина /? положительна (рис. 1 б). Двойники деформации в этом случае часто не прямолинейны, их плоскости габитуса отклонены от плоскостей типа {111}, что свидетельствует об активном дислокационном скольжении, которое предшествует началу двойникования и пересекает сдвойникованные области кристалла на стадии, когда скольжение и двойникование действуют одновременно. Например, при комнатной температуре деформирования к началу развития двойникования в [011]-монокристаллах стали Fe-13Mn-2,7Al-l,3C матричные рефлексы имеют заметные азимутальные размытия Да (рис. 6 а). Двойники негомогенны, и пакеты, образованные в изначально искаженной структуре, имеют не только искривлённые плоскости габитуса, но «рассыпаются» веером (рис.6 б, вклейка), образуя на микродифракционных картинах серию дискретных тяжей и двойниковых рефлексов с азимутальной разориентировкой Да,„<10° (рис. 6 б). Схожую морфологию имеют и двойники в монокристаллах стали Fe-13Mn-l,3C, где смена деформации от скольжения к двойникованию происходит после значительной пластической деформации скольжением (например в [ 1 23]-монокристаллах при 7>200°С). Но, в отличие от деформации монокристаллов стали Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, эти особенности выражены слабее, что связано с развитием однородного скольжения в стали Fe-13Mn-l,3C.

1400 1200 1000

(Я

С 800 2

с 600 400 200 0

1 е-!ЗМп-1,ЗС

123> 200°С

-196°С Г-, у/ -85°С // 20°С /ън г_, 400°С

0 20 40 60, 80 100 120

8, %

1'е-13Мп-2,7АИ,ЗС /

<011> -2(Ю°С

20°С /

-80°С

400°С

0 20 40 60 |Ц/о 100 120 140 160

[001]

[011] [001]

Т=-196°С

[011] [001]

Т=-85°С

[111]

[011] [001]

Т-20°С \ / Т=400"СЧ ^

1111] "[111]

,[П1]

[011]

л[211] г

[011]

10

[001]к--^[011] [001]

-196°С \ / Т=-85°С4'

[1П] Т=20"С Ч1И]

!

■ Т--50'С

О <Ш> Т-2ТС » <|23»,т=|00-с

о» О

о Vй®? 00»

0 20 40 60 80 100

Е,%

Рисунок 5 - Влияние температуры на закономерности перехода к двойни-кованию в [ 1 23]-монокристаллах стали Ре-1ЭМп-1,ЗС (а, в, д) и [011]-монокристаллах стали Ее-13Мп-2,7А1-1,ЗС (б, г): а, б - кривые течения, в,г - прецессия оси монокристаллов, д - скоростная зависимость /?. Переход к двойникованию отмечен на кривых 0\у)

* Tf 7-Да

\ L/002

дв

( /111

* '

- J - . /Да т

4 N ч г - г -. i i № : - 111 •111 ДВ *

Рисунок 6 -Fe-13Mn-2,7Al-r,3C,

акционные картины для [011]-монокристаллов стали °С: а - е=15%; б - £=30%. Микродифракционная картина получена с площади 0,5мкм , ось зоны - <011>

На основе исследований закономерностей пластического течения монокристаллов исследуемых сталей с разной ЭДУ описана взаимосвязь типа дислокационной структуры с параметрами деформационного упрочнения при скольжении и двойниковании. Стадийность пластического течения и скорость упрочнения монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, Fe-28Mn-2,7Al-l,3C находятся в корреляции с механизмом деформации и числом систем сдвига. Максимальное упрочнение 6=AoIAe=GI20+GIAQ наблюдается при множественном скольжении и двойниковании в монокристаллах с высокосимметричными ориентировками оси растяжения [Til] и [001]. Взаимодействие нескольких систем скольжения и/или двойникования при преобладании сдвига в одной системе дает интервал коэффициентов упрочнения G/50^G/80 и зависит от объемной плотности двойников и числа систем сдвига (скольжения и двойникования). Упрочнение G/lOO-í-G/300 свойственно монокристаллам при одиночном скольжении, а при двойниковании в одной системе в—*0. Скорость упрочнения при множественном двойниковании и при взаимодействии двойникования и скольжения не изменяется при смене схемы нагружения от растяжения к сжатию.

Обнаружено изменение типа дислокационной структуры в монокристаллах стали Fe-13Mn-l,3C при легировании алюминием и марганцем (рис. 3). Формирование однородного распределения дислокаций при скольжении в одной системе в [Т23]-, [012]-, [113]-монокристаллах стали Fe-13Mn-l,3C обусловлено разрушением и восстановлением ближнего порядка в процессе пластического течения и вызывает упрочнение более высокое éVG=l/G-dr/dy=9xlO"4, чем при развитии планарной дислокационной структуры - плоских скоплений дислокаций, мультиполей - в сталях Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C (0i/G=5xlO~4). Ппанарное скольжение в высокоуглеродистых аустенитных сталях со средней и высокой ЭДУ связано со снижением диффузионной подвижности углерода и подавлением процессов восстановления ближнего порядка при пластическом течении, так что тип структуры в них определяется, в основном, силами трения, вызванными высокой концентрацией атомов углерода. Скорость упрочнения при множественном скольжении в монокристаллах ис-

следуемых сталей в координатах «т-у» имеет значение £УС=(3,8^4,2)х10"3, такое же, как при упрочнении чистых ГЦК металлов и сплавов замещения. В монокристаллах стали Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС дислокации скольжения (~1014 м"2) образуют плоские скопления и мультиполи. Изменение контраста на ПЭМ-изображениях внутри областей, ограниченных мультиполями, свидетельствует о скольжения внутри них и образовании малоугловых границ в структуре, которые оказывают дополнительное субструктурное упрочнение, так как ограничивают пробег дислокаций и выступают аналогами границ ячеек при волнистом скольжении или границ двойников деформации. При множественном сдвиге деформационное упрочнение для монокристаллов исследуемых сталей линейное, вплоть до разрушения, и определяется величиной свободного пробега дислокаций между препятствиями независимо от их происхождения - стенками ячеек, мультиполями, дефектами упаковки и двойниками.

Линейное упрочнение при двойниковании в нескольких системах описывается "принципом подобия" структур [1], который предполагает, что пробег дислокаций ограничен столкновением с другими дислокациями (границами двойников) и пропорционален расстоянию между ними. Нормированный модуль упрочнения 9Ю при этом не зависит от плотности дислокаций, способа их группировки и степени деформации, и упрочнение линейное.

Упрочнение от двойниковых границ для монокристаллов Ре-13Мп-1,ЗС и Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, ориентированных для сдвига преимущественно в одной системе скольжения или двойникования, описывается в модели Кету [5]:

вр=Аа/А£ = апСЬх~'/А£, (3)

где а и 1; п - число дислокаций в скоплении у границы двойника; б - модуль сдвига; 6=2,55А- вектор Бюргерса полной дислокации; х - изменение среднего расстояния между двойниками при изменении степени деформации на Ае. Рассчитанные значения вр согласуются с экспериментальными (табл.1) при числе дислокаций в скоплении у границы двойника п=4, а экспериментально у границ двойников методами ПЭМ наблюдаются скопления из п=2^-5 дислокаций.

Таблица 1 - Рассчитанные 9Р по соотношению (3) и экспериментально полученные значения вжс для монокристаллов сталей Ре-!ЗМп-1,ЗС и Ре-!ЗМп-2,7А1-1,ЗС

е, % п X, мкм <9р, МПа 9ЖС, МПа

Г123]-монокристаллы стали Fe-13Mn-l,3C

20-25 2/3/4 1,4 580/880/ 1160 1050

011]-монокристаллы стали Fe-13Mn-2,7Al-l,3C

15-30 2/3/4 0,5 547/727/ 1090 1050

В работе установлен механизм локализации деформации при сжатии монокристаллов стали Fe-13Mn-l,3C. Деформация сжатием [111]-монокристалла, ориентированного для скольжения по шести системам, сопровождается образованием полос локализованной деформации (ПЛД). Границы ПЛД не являются следами кристаллографических плоскостей типа {111}, отклонены от них на угол до 12° и имеют ориентацию, близкую к плоскости {112} (рис. 7 а-в). Обра-

зование каждой ПЛД сопровождается последовательностью событий: тонкое скольжение в нескольких системах; образование границы полосы; скольжение в полосе (формирование ПЛД сопровождается образованием зуба текучести на кривой течения из-за эффекта «геометрического разупрочнения»); переориентация решетки в полосе и образование двойников деформации в ней (рис. 7 г); увеличение напряжения течения в полосе до тех пор, пока оно не превысит напряжения, необходимого для деформации окружающего, не деформированного объема монокристалла. Затем происходит образование новой ПЛД, и процесс повторяется до тех пор, пока полосы не заполнят весь объем монокристалла.

Рисунок 7 - Растровые электронно-микроскопические изображения поверхности [ 1 1 1]-монокристаллов стали Fe-13Mn-l,3C после сжатия до е=5% (а,б,в), оптическое изображения поверхности после переполировки и

травления, е=5% (г)

Изменение типа дислокационной структуры от однородного распределения дислокаций скольжения в стали Fe-13Mn-l,3C к планарной структуре в стали Fe-13Mn-2,7Al-l,3C частично подавляет образование ПЛД.

При отклонении оси сжатия от точного полюса [Til] вдоль симметралей [Т11]-[011] и [Т11]-[001] склонность к образованию ПЛД уменьшается, и связано это с уменьшением числа систем сдвига и переходом к деформации двой-никованием. С ростом угла отклонения до 5-8° ПЛД становятся уже, их границы чётче, без характерных «разветвлений». Деформация монокристаллов, ось которых отклонена на 15° от ориентации [Til], происходит уже во всем объеме

кристалла, без образования ПЛД. Склонность к локализации деформации также уменьшается с увеличением скорости сжатия от ё = 1,2 хЮ-4 сек"' до ¿ = 1,2x10"'сек"1 за счет активации механического двойникования с ранних степеней деформации е< 1%.

В работе установлены физические критерии развития макроскопической локализации деформации: множественность сдвига и однородное распределение дислокаций скольжения в объеме. Для образования гладкой и непрерывной границы ПЛД необходимо движение дислокаций в каждой плоскости скольжения. Это находится в соответствии с особенностями распределения дислокаций в стали Ре-13Мп-1,ЗС. Микролокализация скольжения (плоские скопления) и механическое двойникование не способствуют формированию непрерывной границы полосы, состоящей из барьеров Ломера-Коттрелла (по механизму, предложенному Чангом и Азаро [6], за счет взаимодействия дислокаций скольжения в пересекающихся системах), так как на микромасштабном уровне распределение барьеров Ломера-Коттрелла становится дискретным. Локализация наблюдается до тех пор, пока на макромасштабном уровне (уровень полосы) это распределение квазиоднородно.

Изучено влияние двойникования на характер разрушения и «вязко-хрупкий» переход в монокристаллах исследуемых сталей при растяжении. Наблюдается нелинейный рост величины однородного удлинения до разрушения е=АШ с температурой (рис. 8). Температуру перехода ТЬвц определяли как среднее между температурами, соответствующими минимуму пластичности и началу «плато» на зависимости е(Т) (деформационный критерий) (рис. 8 а-в).

Для [011], [144] и [111]-монокристаллов, исследуемых при Г=(-196)°С, характер разрушения оказывается хрупким и происходит сколом вдоль плотно-упакованных плоскостей {111} скольжения и двойникования в ГЦК структуре. В [123]- и [001]-монокристаллах исследуемых сталей макроскопическая поверхность разрушения ориентирована нормально к оси растяжения образцов, но разделена на фрагменты (поверхности скола, близкие к {111}-плоскостям).

При 7>(-196)°С, поверхность разрушения в сталях Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС имеет более сложную морфологию, сочетая в себе компоненты вязкого и хрупкого изломов вплоть до температуры =200°С. При Г-400°С стали Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС имеют типично вязкий (ямочный) излом. А в стали Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС при 7>(-196)°С картины разрушения носят вязкий характер. На основе анализа доли хрупкой компоненты на поверхностях разрушения В от температуры испытания (рис.8 г) определяли температуру 7ЬВт2, при которой доля хрупкой компоненты на поверхности излома составляет 50% (фрактографический критерий) (рис. 8 г).

Исследуемый интервал температур деформации может быть разделён на три области, как это показано на рис. 9. В области А наблюдаются хрупкий излом и малые значения величины е. В переходной области В удлинение е может иметь высокие значения, как при вязком разрушении, но поверхности излома сохраняют частично хрупкий характер. В монокристаллах Ре-1ЭМп-1,ЗС переходная область В достаточно протяженная ~ 300°С (рис. 9 а), для стали

/, им 140 130 120 110 100 90 80 70 60 50 40 30

Рс-13Мп-1.3С

-200 -100 0

вхп

120

350

100

300

« 80

250 Е в

60

200 & «

40

150

20

100

0

50

1;е-13Мп-2,7А1-1 ,ЗС 5

100 200 300 400

г,-с

-200 -100 О

Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС

1

-т

350 300 250; 200 150 100

100 200 300 400

Г,' С

ГЯ1) т®

¥

«а

-200 -100 О

100 200 300 400

Г, "С

Рисунок 8 - Зависимости гкр(7) (кривые 1) и е(Т) (кривые 2-5) для монокристаллов сталей Ре-1_ЗМп-1,ЗС (а), Ре-13Мп-2,7А1-1.3С (б), Fe-28Mn-2.7Al-l.3C (в): 2 - [ 1 11]; 3 - [001]; 4 - [123]; 5 - [011]. Зависимости 5(7) (кривые 1-3) и /(7) (кривая 4) (г) для [ 1 11]-монокристаллов сталей Ре-13Мп-1.3С (1), Fe-13Mn-2.7Al-l.3C (2). Fe-28Mn-2.7Al-l.3C (3)

Fe-13Mn-2.7Al-l.3C она уже (Д7"В=200°С), а в стали Fe-28Mn-2.7Al-l.3C практически не наблюдается (рис. 9 б). В области С разрушение вязкое по фракто-графическому и по деформационному критериям.

Выяснены и описаны причины появления области В, обусловленные склонностью аустенитных сталей Ре-13Мп-1.3С и Fe-13Mn-2.7Al-l.3C к двойникова-нию и зависимостью ширины двойников Г и их плотности от температуры. При этом установлено, что даже если двойникование выступает дополнительным для скольжения механизмом деформации, оно играет значимую роль при разрушении монокристаллов сталей. Отмечены следующие общие закономерности. Ширина двойников деформации / уменьшается при снижении температуры испытания (рис. 8 г). При температуре жидкого азота толщина двойниковых ламелей не зависит от ЭДУ сталей и составляет величину <50 нм. В этом случае передача сдвига через двойниковую границу затруднена из-за сложности образования дислокационной петли в двойнике. В совокупности с высокими напряжениями течения (рис. 1 а) это затрудняет аккомодацию сдвига скольжением и приводит к разрушению монокристаллов исследуемых сталей сколом в

-200 -100

Рисунок 9 - Режимы вязко-хрупкого перехода в[111]-монокристаллах Ре-ПМп-1,ЗС и [011 ]-кристаллах Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС: 1 - зависимости 5(7), 2 - зависимости е(Т)

температурной области А. При этом плотность двойников деформации играет незначительную роль, так как для зарождения хрупкой трещины достаточно одной двойниковой прослойки, толщина которой будет такова, что передача сдвига через её границу будет невозможной. По этой причине, несмотря на различия в ЭДУ и склонности исследуемых сталей к двойникованию, они испытывают хрупкое разрушение сколом при Г=(-196)°С.

В области В ширина деформационных двойников возрастает (рис. 8 г), напряжения течения для скольжения снижаются заметным образом и взаимодействие дислокаций с двойниковыми границами становится возможным без образования трещин по плоскостям сопряжения «матрица-двойник». Пластическое течение в области температур В продолжается до тех пор, пока за счет пластической деформации толщина двойников не уменьшится или не бу-

дет достигнут уровень напряжений (например, застопоренными дислокационными скоплениями на границах двойников деформации), достаточный для разрушения монокристалла по границе двойника. В температурной области В деформация скольжением и двойникованием обеспечивают высокие значения удлинения до разрушения, а при достижении критической толщины двойников деформации происходит их разрушение с образованием хрупких фасеток скола.

В области С в сталях двойникование либо не наблюдается вовсе, либо обнаружены толстые двойниковые ламели, которые легко «проницаемы» для дислокаций, движущихся в сопряженных или копланарных системах. Как следствие, разрушение в этой области температур вязкое с образованием ямочного излома.

В третьем разделе приведены результаты по влиянию старения на механизмы деформации, стадийность пластического течения и пластичность монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,0С, Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС. На рис. 10 приведены данные по зависимости напряжений ткр от режима старения для монокристаллов исследуемых сталей (режимы старения также указаны в подписи к рис. 10).

Старение по режимам (1)-(У) имеет слабое влияние на величину предела текучести в стали Ре-13Мп-1,0С. В это время предел текучести для монокристаллов стали Ре-13Мп-1,ЗС после старения по режиму (IV) повышается более чем в два раза, и кристаллы не деформируются пластически. Заметные эффекты старения на величину тф и пластичность монокристаллов стали Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС наблюдаются только после старения по режиму (V).

зоо-

g-200

100-

Fe-13Mn-l,0C

О <001>

о <123> д <111>

VI«

D---H--

---Л-

1 II HI

-в--л1:

'Л'-ä

IV V

300

§ 200-

100

Fe-13Mn-l,3C

Ч> <001>

-> <123> -л- <111> -о- <011>

i н

ГI

А____В' - - -/!

IV

300

СЧ

С 2

j-200-100

Fe-13Mn-2,7Al-1 ,ЗС □ <001> о <123> д <111>

1

1-Ä-

III IV

режим термообработки

режим термообработки

режим термообработки

Рисунок 10 - Влияние времени и температуры старения на критические скалывающие напряжения ткр монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,0C (а), Fe-13Mn-l,3C (б), Fe-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС (в) (растяжение при 23°С).

I - закалка, II - старение 370°С (5ч), III - старение 480°С (2ч), IV - старение 480°С (10ч), V - старение 595°С (2ч), VI - старение 595°С (10ч)

Дифракционный контраст на электронно-микроскопических изображениях не указывает на присутствие дисперсных фаз или эффектов предвыделений в структуре сталей Fe-13Mn-l,0C и Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, обработанных по режимам (II)-(IV) и стали Fe-13Mn-l,3C, обработанной по режиму (II).

После старения по режиму (V) методами ПЭМ наблюдали крупные (до десятка микрон) перлитные колонии (пластины М3С в феррите) в структуре монокристаллов Fe-13Mn-l,0C, на рентгенограммах появляются дополнительные пики, их идентификация указывает на формирование в исходной ГЦК структуре стали Fe-13Mn-l,0C карбидов М3С, М23С6 и а-железа.

После обработки по режимам (III) и (IV) на полированной поверхности монокристаллов стали Fe-13Mn-l,3C наблюдаются частицы цементитного типа в форме линз. После старения по режиму (V) монокристаллы Fe-13Mn-l,3C представляют собой смесь фаз (аустенит, феррит, карбиды цементитного типа) и не деформируются пластически.

Алюминий задерживает процессы карбидообразования, и в монокристаллах стали Fe-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС, состаренных по режимам (I)-(IV), не обнаружено эффектов дисперсионного твердения. После старения по режиму (V) в монокристаллах стали Fe-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС происходит выделение цементита пластинчатой морфологии, а на рентгенограммах появляются линии, соответствующие фазам М3С и a-Fe.

Старение по режимам, не вызывающим выделение карбидов в сталях Fe-13Mn-l,0C, Fe-13Mn-l,3C и Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, не влияет на стадийность

пластического течения и механизм деформации - независимо от ориентации монокристалла форма кривых течения и механизмы деформационного упрочнения остаются такими же, как после закалки. Пластичность при этом возрастает (рис. 11) за счет увеличения протяженности стадий пластического течения.

150-,

150

100-

50

Ре-13Мп-1,0С -д-<123> -т-<113> -*-<012>

_а_<001> -л-<111> ; <011>

режим термообработки

Ре-13Мп-2,7А1-1,ЭС -л-<123> <001> -д-<111> -о-<011>

150-,

Ре-ПМп-1,ЗС -д-<123> -т-<144> -□-<001> -А-<111> —о— <011 >

режим термообработки

Рисунок 11 - Влияние старения на величину е=А1/1 для монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,0С (а), Ре-13Мп-1,ЗС (б) и Ре-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС (в)

режим термообработки

При переходе к режимам обработки (V) для сталей Ре-13Мп-1,0С, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС и (IV) для стали Ре-13Мп-1,ЗС пластичность монокристаллов снижается, но изменения механизма деформации не происходит. Ориента-ционная зависимость механизма деформации на ранних стадиях пластического течения и коэффициентов деформационного упрочнения сохраняется, методами ПЭМ в структуре кристаллов наблюдаются деформационные двойники.

Напряжения для двойникования остаются постоянными при старении по выбранным режимам. С повышением температуры старения наблюдается изменение морфологии двойников - они становятся тоньше и более однородно распределены по объему образца, в отличие от закаленных монокристаллов, где экспериментально чаще всего тонкие двойники объединены в широкие двойниковые пакеты (при Т= 23°С £=100нм в закаленном состоянии и ?<50нм после старения с выделением частиц цементитного типа). Обнаруженные экспериментально отличия величины степени деформации скольжением, предшествующей двойникованию, наиболее ярко проявляются в монокристаллах, ориентированных для одиночного сдвига, и являются следствием изменения протяженности стадии, связанной со скольжением. Анализ экспериментальных данных, описанных в разделе, позволяет сделать общий для исследуемых сталей вывод о том, что старение не подавляет развития деформации двойникованием.

В четвертом разделе представлены результаты исследования механизмов фрагментации структуры и упрочнения монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС после холодного (при Г=23°С) и теплого (при 7=400°С) кручения под квазигидростатическим давлением (КГД, 5-бГПа, диаметр дисков 10мм, 1 об/мин) и последующих отжигов в интервале температур 400^800°С. Установлены основные механизмы измельчения структуры при КГД за счет формирования зернограничного ансамбля, включающего в себя границы специального типа (двойниковые) на разных масштабных уровнях.

После холодного КГД в стали Ре-13Мп-1,ЗС формируется макроскопическая сетка из двойниковых пакетов. Внутри ячеек сетки и в самих пакетах наблюдается высокая плотность дислокаций скольжения (1015 м-2) и тонких двойников деформации, толщиной в единицы нанометров (рис. 12 а). Эффективная величина фрагментов структуры определяется расстоянием между двойниковыми границами и составляет 5^15 нм. При увеличении числа оборотов ТУ от 1 до 5 в стали Ре-13Мп-1,ЗС отмечали деформацию двойниковой сетки и появление большого количества полос локализованной деформации (ПЛД). За счет этого при N=5 двойниковая сетка в стали Ре-13Мп-1,ЗС заметно искажена. Средний размер элементов структуры, определенный по темнопольным ПЭМ-изображениям, составляет 100 нм. Внутри таких элементов наблюдаются фрагменты двойниковых границ, а рефлексы на микродифракционных картинах имеют размытия, характерные для двойникования (рис. 12 б). КГД приводит к уширению рентгеновских линий и размытию рефлексов на электронограммах, но обоими методами выявляется острая текстура деформации. Изменение кристаллографического направления нагрузки при кручении от <001> к <011> не влияет на особенности микроструктуры монокристаллов Ре-!ЗМп-1,ЗС.

Рисунок 12 - Светлопольное (а) и темнопольное (б) ПЭМ-изображения структуры монокристаллов Ре-13Мп-1,ЗС после КГД (23°С): а - N=1; б - N=5. Темнопольное изображение (б) получено в рефлексе у-Рер щ

Методами ПЭМ в структуре стали Ре-13Мп-1,ЗС после КГД при комнатной температуре обнаружена небольшая доля е-мартенсита при N=3^5. Наведенное деформацией фазовое у-е мартенситное превращение становится вероятнее при

1 мкм

понижении энергии дефекта упаковки за счет использования монокристаллов (так как с ростом размера зерна уду уменьшается) [3], и может являться следствием неоднородности монокристалла по составу после роста.

Высокие приложенные давления при КГД (5-6ГПа, Т=23°С) приводят к развитию двойникования в монокристаллах Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС со средней и высокой ЭДУ. Объемная плотность двойников после КГД (N=1) в этих сталях, как и в стали Ре-13Мп-1,ЗС, составляет =40%, по данным металлографических исследований. Тем не менее, морфологические особенности двойников различны. При ЛМ-3 ширина пластин в пакетах и размер «ячеек», ограниченных двойниковыми ламелями, больше, чем в стали Гадфильда: 5-15 и 350-500 нм в стали Ре-1ЭМп-1,ЗС; 100-320 и 450-700 нм в стали Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС; 50-100 и 350 нм в стали Ре-28Мп-2,7А1-1 ,ЗС. Расстояние между границами в пакетах возрастает, и одновременно снижаются эффективность упрочнения и устойчивость двойниковой сетки к деградации. При N=3-5 двойники фрагментированы, наблюдаются оборванные двойниковые границы (рис. 13).

Рисунок 13 - ПЭМ-изображения структуры монокристаллов Ре-ГЗМп-2,7А1-1,ЗС (а) и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС (б,в) после КГД (23°С): а - N=5; б - N=3; в- N=5

В сталях Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС процессы ротационной пластичности проявляются в большей мере, чем в стали Ре-13Мп-1,ЗС. Рефлексы на микродифракционных картинах для этих сталей существенным образом размыты, но не замыкаются в кольцо, как это часто наблюдается при деформации кручением в наковальнях Бриджмена. На рентгенограммах отмечено формирование текстуры деформации.

В монокристаллах Ре-13Мп-1,ЗС микротвердость (рис. 14 а) и размеры ОКР изменяются быстрее с деформацией, и плотность дислокаций в них выше в 2+3 раза по сравнению с двумя другими сталями (рис. 14 б). Дополнительным фактором упрочнения в стали Ре-13Мп-1,ЗС выступает эффект динамического деформационного старения, который способствует накоплению дислокаций. В отличие от ультрамелкозернистых структур, формируемых в аустенитных сталях, не склонных к механическому двойникованию, формирование субмикронного зерна (ячеек, окаймленных двойниковыми границами) в высокоуглеродистом аустените при холодном КГД происходит уже в процессе осадки, то есть не требует экстремально высоких степеней деформации.

.4

N=5

Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС

Ре-!ЗМп-1,ЗС

Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС

20

-Ре-13Мп-1.3С

-Ре-13Мп-2,7А1-1.3С

-Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС

10п В

-»-Ре-13Мп-1,ЗС -а-Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС -а- Ре-28Мп-2,7А1-1 ,ЗС

Рисунок 14 - Влияние степени деформации при КГД на значения микротвердости (а, в) и плотность дислокаций (б) в исследуемых сталях: а, б - кручение при Т=23°С; в - кручение при 7,=400°С

После КГД при Т'=400оС двойникование обнаружено во всех сталях, независимо от ЭДУ. Основными механизмами деформации при теплом КГД являются скольжение и образование ПЛД. Критические напряжения двойникования растут при повышении температуры деформации, и его развитие происходит в структуре, искаженной предшествующим скольжением. Все это вызывает искривление габитусных плоскостей двойников и их разрушение при КГД.

Измельчение структуры стали Ре-13Мп-1,ЗС при теплом КГД происходит за счет образования "грубых двойниковых решеток" с большим шагом между группами двойников (-20 мкм). Как и при комнатной температуре, двойники негомогенны по ширине. Стенки таких "решеток" состоят из отдельных двойниковых ламелей, а внутри "решеток" также наблюдаются двойники нескольких систем (с шириной пластин до 1 мкм). При теплом КГД доля сдвойнико-

ванного материала меньше (=20%), чем при холодном кручении (=40%). Двойники заметно шире, пакеты двойников искривлены и существенным образом размыты. Средний размер структурных элементов, определенных по темно-польным изображениям после КГД при N=5, составляет 15 нм внутри и 130 нм вне полос сдвига. Распределение рефлексов у-Ре по кольцу и азимутальное их размытие на электронограммах после КГД подтверждает формирование ультрадисперсного состояния с высокоугловыми и малоугловыми разориентировками (рис. 15 а).

Формирование фрагментированной структуры сопровождается выделением феррита и ультрадисперсной карбидной фазы М}С, которые имеют средний размер ~ 5 нм. Кручение под высоким давлением способствует процессам диффузии и приводит к выделению карбидной фазы при температуре 400°С, тогда как статические отжиги при такой температуре не вызывают дисперсионного твердения монокристаллов стали Ре-!ЗМп-1,ЗС (см. в третьем разделе).

500 нм

Рисунок 15 — Темнопольное (а) и свет-лопольные (б,в) ПЭМ-изображения структуры монокристаллов

Ре-13Мп-1,ЗС (а), Ре-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС (б) и Ре-28Мп-2,7А1-1 ,ЗС (в) после КГД (400°б), N=5

КГД сопровождается ростом микротвердости образцов стали Ре-1ЭМп-1,ЗС (рис. 14 в). После одного оборота происходит фрагментация структуры за счет скольжения и двойникования на микро- и макромасштабных уровнях. При деформации е > 4,7 (N=2 оборота) значения микротвердости достигают насыщения; происходит упрочнение матрицы за счет фрагментации, выделения ультрадисперсной карбидной фазы и феррита, роста внутренних напряжений. Наряду с этим наблюдается разупрочнение аустенита, обусловленное аннигиляцией дефектов кристаллического строения и выходом углерода из твердого раствора

при фазовом у-а превращении и образовании карбидов.

В монокристаллах стали Ре-ВМп-2,7А1-1,ЗС после теплого кручения на N=1-5 измельчение структуры на микроуровне внутри макрополос и между стенками грубых двойниковых пакетов происходит с образованием элементов структуры с/=65нм при 3 и с/=20нм при N=5, ограниченных мало- и больше-угловыми границами общего и специального (двойникового) типа (рис. 15 б). Микродифракционные картины в этом случае указывают на формирование ра-зориентированной нанокристаллической структуры (электронограммы получены с площади 0,5 мкм ). Рефлексы на электронограммах при N=5 распределены по кольцу, а азимутальное их размытие указывает на высокие внутренние напряжения в структуре сталей. При электронно-микроскопических исследованиях карбиды в структуре стали Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС после КГД не обнаружены, а на рентгеновских дифрактограммах после КГД на N=3 и 5 оборотов линия (111),,.Ре имеет уширение, свидетельствующее о появлении в структуре стали «-фазы. Характер рентгенограмм указывает на тот факт, что объемная доля феррита в структуре стали Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС меньше, чем в стали Ре-13Мп-1,ЗС после КГД по аналогичным режимам. Вследствие указанных выше различий в структурно-фазовом состоянии сталей Ре-1ЭМп-2,7А1-1,ЗС и Ре-13Мп-1,ЗС, значения микротвердости в последней немного выше (рис. 14), но не различаются принципиальным образом, как это наблюдалось при КГД при комнатной температуре.

В монокристаллах стали Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС с самой высокой из исследуемых ЭДУ, подвергнутых КГД при Г-400°С, по сравнению со сталью Ре-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС, при N=1 двойниковые границы менее искажены. Двойни-кование в стали с высокой ЭДУ развивается не с самого начала деформации (приложения давления при осадке, предшествующей повороту бойка), а уже непосредственно при кручении. На это указывает также «сегментирование» двойниковых пакетов, обусловленное развитием двойникования в деформированной и частично релаксированной структуре. В этом случае рост двойниковых пакетов сдерживается границами, образованными стенками из дислокаций или дисклинаций, границами ПЛД, и пакеты двойников прерывистые, негомогенные не только по ширине, но и по длине. Поскольку двойникование в данном случае развивается в высокодефектной структуре, толщина деформационных двойников меньше (<50 нм), чем при КГД в условиях комнатной температуры, а, следовательно, и эффективность субструктурного упрочнения выше (рис. 14). С ростом деформации при N=5 макроскопическая двойниковая сетка начинает разрушаться, но внутри фрагментов наблюдаются микрополосы локализованной деформации и тонкие прямолинейные двойники (рис. 15 в). Фазовый состав стали Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС не изменяется при КГД.

Механизм деформации на макромасштабном уровне при теплом КГД всех трех сталей одинаков, а на микромасштабном уровне различается. В стали Ре-13Мп-1,ЗС после 5 оборотов кручением образуются фрагменты с/=15-130нм, содержащие фрагментированные двойники деформации, феррит (островки), ультрадисперсные карбиды с й?=5нм. В стали Ре-1ЭМп-2,7А1-1,ЗС со средней ЭДУ формируется структура с границами общего и специального типов и раз-

мером элементов d= 20нм. В стали Fe-28Mn-2,7Al-l,3C на микроуровне образуется структура сложной морфологии, включающая границы микрополос локализованной деформации и двойники с с/=50нм.

Таким образом, независимо от режима КГД, в сталях Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C на макромасштабном уровне наблюдается развитие механического двойникования и макролокализация деформации, на микроуровне реализуются следующие схемы фрагментации: разбиение фрагментов микрополосами локализованной деформации и двойниками; образование разориентированной поликристаллической структуры с границами общего типа; дисперсионное твердение и фазовое превращение. Формирование сетки двойников с малым шагом между двойниковыми границами препятствует ее деградации в процессе КГД и сопровождается близким к линейному ростом микротвердости (сталь Fe-13Mn-l,3C, КГД при 23°С и 400°С, N<3; сталь Fe-28Mn-2,7Al-l,3C КГД при 23°С N> 1). То есть, при интенсивной пластической деформации также выполняется «принцип подобия» структур, описанный во втором разделе для объяснения линейного упрочнения монокристаллов стали Гадфильда при растяжении. Если сетка двойников разрушается силовым путем, упрочнение монокристаллов выходит на насыщение. Оборванные двойниковые границы по-прежнему являются препятствием для развития пластической деформации, независимо от ее природы, а ротационные моды пластичности выступают, с одной стороны, релаксаторами напряжений, с другой стороны, способствуют субструктурному упрочнению за счет образования границ общего типа. Скорость упрочнения при этом зависит в большой степени от типа субструктурного упрочнения на микромасштабном уровне, но значения микротвердости всегда выше в случае формирования прямолинейной сетки из тонких двойников (с шириной ламелей в десятки нанометров).

Образование грубой двойниковой сетки на макромасштабном уровне наблюдается независимо от режима кручения, и она способствует устойчивости полученных структур к отжигам. Полученные при КГД исследуемых аустенитных сталей с высокой концентрацией углерода ультрамелкозернистые состояния стабильны до температуры отжига 500°С. Кинетика изменения микротвердости с температурой отжига и температура начала рекристаллизации слабо зависят от режима КГД и энергии дефекта упаковки сталей.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. В монокристаллах аустенитных сталей Fe-13Mn-l,3C (I), Fe-13Mn-2,7Al-l,3C (II) и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C (III) сильная температурная зависимость критических скалывающих напряжений Тщ, в области термически-активируемого скольжения (Дгкр=200МПа в интервале температур 7ь(-196)-^50°С) слабо зависит от энергии дефекта упаковки стали и ориентации монокристаллов и определяется высокой концентрацией атомов углерода и их склонностью к группировке. Экспериментально установленная зависимость напряжений пластического течения в области атермического скольжения (при 7>-50°С тКр' > Ткр" > гкрш, Дг<80МПа) от состава сталей с близкой концентрацией атомов углерода (1,3 мас.%) определяется (1) изменением доли дислокаций с

краевой компонентой вследствие увеличения энергии дефекта упаковки и (2) снижением диффузионной подвижности углерода при легировании стали алюминием и марганцем.

2. Монокристаллы аустенитных сталей Fe-13Mn-l,3C и Fe-13Mn-l,0C, дополнительно легированной водородом, с высокой концентрацией атомов внедрения и низкой энергией дефекта упаковки являются нешмидовскими, так как в них наблюдается ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений: в интервале температур Г=(-196)-И00°С разница напряжений течения для «жестких» [001], [123] и «мягких» [144], [Oil], [111] ориентации достигает 80МПа. Ориентационная зависимость гкр первого типа наблюдается во всем интервале температур исследования при е<0,5% и связана с зависимостью величины расщепления дислокаций от ориентации оси растяжения: в «жестких» ориентациях движутся полные, а в «мягких» - сильно расщепленные дислокации скольжения. Нешмидовские эффекты ориентационной зависимости гк.р и величины расщепления дислокаций снижаются при повышении энергии дефекта упаковки стали (при легировании и повышении температуры) и при старении (выделении частиц цементитного типа).

Экспериментально обнаруженная в закаленных монокристаллах Fe-13Mn-l,3C ориентационная зависимость механизма деформации при ^=1% в интервале Г=(-196)+23°С обусловливает второй тип зависимости гкт(7): в «мягких» кристаллах реализуется двойникование, а в «жёстких» - скольжение. На монокристаллах Fe-13Mn-l,0C впервые показано, что понижение энергии дефекта упаковки при легировании водородом приводит к вырождению ориентационной зависимости механизма деформации таким образом, что при £=Н2%, независимо от ориентации монокристалла, основным механизмом деформации является двойникование.

3. Для монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C впервые определены критические скалывающие напряжения двойникования гдв в широком интервале температур и показана их зависимость от энергии дефекта упаковки, ориентации монокристаллов и температуры деформации, которая свидетельствует о развитии механического двойникования как высокотемпературного механизма деформации при растяжении высокомарганцевых аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов углерода: Г=(-196)-400°С для стали Fe-13Mn-l,3C, Г=(-196)-н23°С для сталей Fe-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C.

На монокристаллах исследуемых сталей впервые установлена зависимость толщины двойниковых ламелей от температуры испытания (р=20-н40нм при 7*=-196°С и Р>100нм при 7>23°С), а также выявлены особенности, заключающиеся (1) в отклонении габитусных плоскостей двойников от плоскостей типа {111} при усилении планарности дислокационной структуры и при увеличении степени деформации скольжением, предшествующей двойникованию и (2) в уменьшении толщины двойников при старении (при Г=23°С Р=100нм в закаленном состоянии и /<50нм после старения с выделением частиц цементитного типа).

4. Формирование однородной дислокационной структуры при скольжении в стали Fe-13Mn-l,3C с низкой уду обусловлено разрушением и восстановлением ближнего порядка в процессе пластического течения, а в сталях Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C со средней и высокой энергией дефекта упаковки легирование алюминием и марганцем снижает диффузионную подвижность углерода в аустените таким образом, что ближний порядок не восстанавливается при пластической деформации и планарный тип структуры определяется в основном силами трения, вызванными высокой концентрацией атомов углерода. Формирование однородного распределения дислокаций при скольжении в одной системе в [123], [012], [113]-монокристаллах стали Fe-13Mn-l,3C вызывает упрочнение более высокое 0I/G=l/G-dr/dy=9xlO"4, чем при развитии планарной дислокационной структуры в сталях Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C ((9i/G=5х 10"4). Деформационное упрочнение при множественном сдвиге определяется величиной свободного пробега дислокаций между дефектами кристаллического строения и не зависит от типа дислокационной структуры (мультиполи, дислокационные стенки, двойники деформации).

5. Установленная экспериментально ориентационная зависимость локализации пластического течения при сжатии монокристаллов Fe-13Mn-l,3C обусловлена зависимостью механизма деформации от ориентации: в [111]-монокристаллах, ориентированных для скольжения по шести системам, происходит образование макроскопических полос локализованной деформации, границы которых не являются следами кристаллографических плоскостей типа {111}, отклонены от них на угол до 12° и имеют ориентацию, близкую к плоскости {112}; а [001]-, [012]-, [113]-, [011]-монокристаллы деформируются ква-зиоднородно за счет развития механического двойникования.

Впервые выявлены физические факторы, способствующие и подавляющие локализацию пластической деформации при сжатии [111]-монокристаллов стали Fe-13Mn-l,3C: множественное скольжение и однородное распределение дислокаций в структуре способствует формированию макрополос сдвига, а микролокализация скольжения (образование плоских скоплений дислокаций) при легировании стали Fe-13Mn-l,3C алюминием и развитие механического двойникования при увеличении скорости деформации (от е = 1,2x10""сек'1 до е = 1,2х 10''сек'1) и отклонении оси кристалла от точной ориентации [111] (более 10°) приводит к их вырождению.

6. Впервые на монокристаллах исследуемых сталей, независимо от ориентации оси растяжения, обнаружено несовпадение температур перехода «хрупкость-вязкость» по деформационному (Idbti) и фрактографическому (ТЬвтн) критериям, и разница этих температур уменьшается с увеличением энергии дефекта упаковки стали (Д7^300°С для стали Fe-13Mn-l,3C; Д7^200°С для стали Fe-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС; Д7М)°С для стали Fe-28Mn-2,7Al-l,3C). Несовпадение температур 7dbti и 7dbtii в монокристаллах сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C определяется зависимостью температурного интервала развития двойникования от энергии дефекта упаковки стали, а также увеличе-

нием ширины двойниковых ламелей и уменьшением напряжений пластического течения при увеличении температуры деформирования.

7. При кручении под квазигидростатическим давлением монокристаллов ау-стенитных сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C, независимо от энергии дефекта упаковки стали и температуры деформации Г<400°С, механическое двойникование определяет формирование высокопрочных наноструктурных состояний с границами специального типа (двойниковыми), устойчивых к нагреву до температуры 500°С. Увеличение энергии дефекта упаковки и температуры деформации приводит к увеличению среднего расстояния между двойниковыми границами, уменьшению плотности двойников, искривлению их габитусных плоскостей.

Особенности микроструктуры аустенитных сталей после деформации кручением под квазигидростатическим давлением заключаются в дополнительном увеличении плотности дислокаций в стали Fe-13Mn-l,3C по сравнению со сталями Fe-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C при кручении в области температур развития динамического деформационного старения и в активации эффектов дисперсионного твердения и фазовых у-а превращений при кручении стали Fe-13Mn-l,3C при 7'=400оС, не испытывающей фазовых переходов при статическом нагреве до 400°С.

Основные результаты работы представлены в следующих публикациях:

1. Ю.И. Чумляков, X. Шехитоглу, И.В. Киреева, Е.И. Литвинова, Е.Г. Захарова (Астафурова), И.С. Калашников. Пластическая деформация монокристаллов стали Гадфильда // Доклады академии наук. - 1998. - Т 361 -№2.-С. 192-195.

2. Е.И. Литвинова, И.В. Киреева, Е.Г. Захарова(Астафурова), Н.В. Лузгинова, Ю.И. Чумляков, X. Сехитоглу, И. Караман. Двойникование в монокристаллах стали Гадфильда//Физическая мезомеханика. - 1999. -Т.2. -№1-2. -С. 115-121.

3. Ю.И. Чумляков, И.В. Киреева, Е.И. Литвинова, Е.Г. Захарова(Астафурова), Н.В. Лузгинова, С.П. Ефименко, X. Сейхитоглу, И. Караман. Двойникование в монокристаллах стали Гадфильда // Доклады академии наук. - 2000. - Т. 371 -№ 1. - С. 45-48.

4. Yu. I. Chumlyakov, I.V. Kireeva, E.I. Litvinova, E.G. 2аЬагоуа(Астафурова), N.V. Luzginova, H. Sehitoglu, I. Karaman. Strain Hardening in Single Crystals of Hadfield Steel // The Physics of Metals and Metallography. - 2000 - V 90 -Suppl.l. - P. S1-S17.

5. Е.Г. Захарова(Астафурова), И.В. Киреева, Ю.И Чумляков, Н.В. Лузгинова, Е.И. Литвинова, X. Сейхитоглу, И. Караман. Влияние концентрации атомов внедрения и старения на свойства монокристаллов стали Гадфильда // Физическая мезомеханика. -2001. -Т.4. - №2. - С. 77-91.

6. Ю.И. Чумляков, И.В. Киреева, Е.Г. Захарова(Астафурова), Н.В. Лузгинова, X. Сехитоглу, И. Караман. Деформационное упрочнение и разрушение монокристаллов аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения // Известия ВУЗов. Физика. - 2002. - Т. 45. - №3. - С. 61-72.

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

8. И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, Е.Г. Захарова(Астафурова), Н.В. Лузгинова. Скольжение и двойникование в монокристаллах аустенитных сталей, упрочненных атомами внедрения // Фазовые и структурные превращения в сталях: Сб. науч. тр., Вып. 3, под ред. В.Н. Урцева - Магнитогорск, 2003. - С. 193-214.

9. E.G. гакЬагоуа(Астафурова), I.V. Kireeva, Y.I. Chumlyakov, А.А. Shul'mina, Н. Sehitoglu, I. Karaman. The effect of aluminium on mechanical properties and deformation mechanisms of Hadfield steel single crystals // J. Phys. IV. - 2004. -V. 115.-P. 243-250.

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

11. Ю.И. Чумляков, И.В. Киреева, Е.Г. Захарова(Астафурова), Е.И. Купрекова, И.П. Чернов. Ориентационная зависимость механических свойств монокристаллов аустенитных сталей с низкой энергией дефекта упаковки при скольжении, двойниковании и мартенситном превращении/Юсобенности структуры и свойств перспективных материалов // Под общ. ред. А.И. Потекаева - Томск: Изд-во НТЛ, 2006. - С. 241-262.

12. Е.Г. Захарова(Астафурова), М.С. Тукеева. Влияние легирования алюминием на деформационное упрочнение и механизм деформации <011>, <111> монокристаллов стали Гадфильда // Известия ВУЗов. Физика. - 2006. -№3.Приложение - С. 32-33.

13. Е.Г. Астафурова, М.С. Тукеева, Ю.И. Чумляков. Влияние легирования алюминием на прочностные свойства и механизм деформации <123> монокристаллов стали Гадфильда // Известия ВУЗов. Физика. - 2007. - № 10. - С. 3-7.

14. E.G. Astafurova, I.V. Kireeva, Yu.I. Chumlyakov, H.J. Maier, H. Sehitoglu. The influence of orientation and aluminium content on the deformation mechanisms of Hadfield steel single crystals // International Journal of Materials Research. - 2007. -V. 98.-No. 2.-P. 144-149.

15. Е.Г. Астафурова, Ю.И. Чумляков. Изучение вязко-хрупкого перехода в <111> монокристаллах стали Гадфильда // Деформация и разрушение материалов. - 2009. - № 8. - С. 36-41.

16. E.G. Astafurova, Yu.I. Chumlyakov, H.J. Maier. The effect of aluminum alloying on ductile-to-brittle transition in Hadfield steel single crystal // International Journal of Fracture. - 2009. - V. 160. - No. 2. - P. 143-149.

17. Е.Г. Астафурова, Ю.И. Чумляков. Деформационное упрочнение при двойниковании <111>, <144>, <011> монокристаллов стали Гадфильда // Физика металлов и металловедение. - 2009. - Т. 108. -№ 5. - С. 541-550.

18. G.G. Zakharova, E.G. Astafurova. The influence of severe plastic deformation by high pressure torsion on structure and mechanical properties of Hadfield steel single crystals // Journal of Physics: Conference Series. - 2010. - V 240 - P 012139, doi: 10.1088/1742-6596/240/1/012139

19. M.C. Тукеева, E.B. Мельников, Е.Г. Астафурова. Особенности развития механического двойникования при холодной прокатке <001> и <111> монокристаллов стали Гадфильда // Известия вузов. Физика. - 2010 - № 11/3 -С. 10-13.

20. E.G. Astafurova, G.G. Zakharova, H.J. Maier. Hydrogen-induced twinning in <001> Hadfield steel single crystals // Scripta Materialia. - 2010. - V 63 - P 11891192.

21. E.G. Astafurova, G.G. Zakharova, E.V. Melnikov. Strain localization in <111> single crystals of Hadfield steel under compressive load // Journal of Physics: Conference Series. - 2010. - V. 240. - P. 012018, doi:10.1088/1742-6596/240/l/012018.

22. M.C. Тукеева, E.B. Мельников, Е.Г. Астафурова. Влияние холодной прокатки на механические свойства и структуру <001> и <111> монокристаллов стали Гадфильда // Перспективные материалы. - 2011 - № 12. - С. 498-503.

23. E.G. Astafurova, M.S. Tukeeva, G.G. Zakharova, E.V. Melnikov, H.J. Maier. On the role of mechanical twinning on the fragmentation of Hadfield steel single crystals after cold-rolling and high-pressure torsion // Materials Characterization. - 2011 -V. 62.-P. 588-592.

24. M.C. Тукеева, E.B. Мельников, Г.Ю. Майер, Е.Г. Астафурова. Особенности структуры и механические свойства аустенитной стали Гадфильда после кручения под давлением и последующих высокотемпературных отжигов // Физика металлов и металловедение. - 2012. - Т. 113. - № 6. - С. 646-655.

Список цитируемой литературы

[1] Штремель, М.А. Прочность сплавов. 4.1,2 [Текст]-М.:МИСИС, 1997.-527 с.

[2] Gavriljuk, V.G. Corrosion-resistant analogue of Hadfield steel [Текст] / V.G. Gavriljuk, A.I. Tyshchenko, O.N. Razumov et al. // Materials Science and Engineering A. - 2006. - V. 420. - P. 47-54.

[3] Christian, J.W. Deformation twinning [Текст] / Christian J.W., Mahajan S. // Progress in material science. - 1995. - V.39. -P. 1-157.

[4] Copley, S.M. The dependence of the width of a dissociated dislocation on dislocation velocity [Текст] / Copley S.M., Kear B.H. // Acta Met. - 1968. - V.16. - No 2 -P. 231-237.

[5] Remy, L. The interaction between slip and twinning systems and the influence of twinning on the mechanical behavior of fee metals and alloys [Текст] // Metallurgical Transaction A. - 1981. - V. 12A. - P. 387-408.

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

ISO 9001

Подписано к печати 20.08.2012. Формат 60x84/16. Бумага «Снегурочка».

Печать XEROX. Усл.печ.л. 1,86. Уч.-изд.л. 1,68. _Заказ 950-12. Тираж 100 экз._

Томский политехнический университет Система менеджмента качества Томского политехнического университета сертифицирована NATIONAL QUALITY ASSURANCE по стандарту ISO 9001:2008

ИЗДАТЕЛЬСТВО^'1Т1У. 634050, г. Томск, пр. Ленина, 30

Тел./факс: 8(3822) 56-38-63, www.tpu.ru

Введение

1 Изучение температурной и ориентационной зависимостей критических скалывающих напряжений и механизма деформации (скольжение/двойникование) на ранних стадиях пластического течения в монокристаллах аустенитных сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС

1.1 Температурная зависимость критических скалывающих напряжений в монокристаллах сталей Ре-13Мп-1,ЗС,

Ре-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС

1.2 Ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений и механизма деформации на ранних стадиях пластического течения монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1 ,ЗС

2 Закономерности пластического течения и упрочнение монокристаллов высокоуглеродистых аустенитных сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС при развитии механического двойникования и скольжения

2.1 Общие закономерности смены механизма деформации от скольжения к двойникованию в монокристаллах сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-13Мп-1,0С(+Н)

2.2 Закономерности упрочнения и дислокационная структура монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС при скольжении ¡

2.3 Деформационное упрочнение при двойниковании монокристаллов стали Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС

2.4 Влияние механического двойникования и типа дислокационной структуры на процессы локализации пластического течения при сжатии монокристаллов сталей Ре-!ЗМп-1,ЗС, Ре-!ЗМп-2,7А1-1,ЗС

2.5 Влияние двойникования на характер разрушения и «вязко-хрупкий» переход в монокристаллах высокоуглеродистых сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Бе-1 ЗМп-2,7 А1-1 ,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС при растяжении

3 Влияние старения на ориентационную зависимость механизма деформации монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,0С, Ре-13Мп-1,ЗС,

Бе-1 ЗМп-2,7 А1-1 ,ЗС

3.1 Влияние старения на механизм деформации, стадийность пластического течения и разрушение монокристаллов стали Ре-13Мп-1,0С

3.2 Влияние старения на стадийность пластического течения и разрушение монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,ЗС и Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС

4 Изучение структурно-фазовых превращений, механических свойств и термической стабильности монокристаллов высокоуглеродистых аустенитных сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС после кручения под квазигидростатическим давлением

4.1 Особенности фрагментации структуры монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС при холодном кручении под квазигидростатическим давлением

4.2 Эволюция структуры при теплом кручении под квазигидростатическим давлением монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС

4.3 Влияние высокотемпературных отжигов на микроструктуру и фазовый состав стали Ре-13Мп-1,ЗС после холодного и теплого кручения под гидростатическим давлением 272 Основные результаты и выводы 284 Список литературы

Актуальной задачей современного материаловедения является создание новых или модификация структуры известных материалов с целью оптимизации их свойств к определенным условиям эксплуатации. Улучшение комплекса физико-механических характеристик сталей достигается традиционной термомеханической обработкой, легированием, дисперсионным твердением, созданием градиентных структур и покрытий и др. [1-5]. В последние десятилетия активно развивается подход, связанный с достижением высокопрочного структурного состояния за счет измельчения структуры методами интенсивной пластической деформации (ИПД) [6-8]. Публикационная активность по ИПД материалов различного класса непрерывно растет: до 2000 года ежегодно из печати выходило менее 50 публикаций по этой тематике, в 2005 их было 300, а в 2011 - уже более 500 (http ://www.scopus.com).

Проблема влияния интенсивной пластической деформации на свойства чистых металлов и низкопрочных сплавов подробно изучена и описана как в российской, так и в зарубежной литературе [6-11]. В историческом плане основой для развития наноструктурных металлических материалов являются, в частности, работы Трефилова В.И., Мильмана Ю.В., Фирстова С.А, Рыбина В.В., Сегала В.М., Гляйтера (Gleiter Н.) и Бриджмена П.В. [9,10,1214]. В отношении низкопрочных металлических материалов методы ИПД применяют при относительно низких температурах, что позволяет получать в них субмикрокристаллические (СМК) и нанокристаллические (НК) структуры. Необходимо отметить, что в настоящее время широко распространены как классические методы интенсивной пластической деформации металлических материалов, такие как равноканальное угловое прессование (РКУП), кручение под высоким давлением, мультиосевая деформация, изотермическая ковка, так и усовершенствованные схемы деформирования - винтовая экструзия, аккумулируемая прокатка с соединением, РКУП с вращающейся матрицей, РКУП-конформ и др. [6]. Прогресс в этой области науки связан не с созданием новых схем деформирования, а, в большей мере, с модификацией и комбинацией уже известных схем, с оптимизацией состава и структуры сплавов до ИПД и «зернограничным дизайном». В этой связи, на первый план выходят фундаментальные теоретические и экспериментальные исследования, связанные с детальным изучением модельных металлических материалов. Результаты подобных исследований способствуют генерации знаний о механизмах и закономерностях фрагментации структуры металлов при деформации, а также представляют уникальную возможность целенаправленно изменять тип зернограничного ансамбля, формирующийся при обработке методами ИПД, т.е. формировать структуры с заданным набором свойств.

Несмотря на большое количество исследований по влиянию ИПД на физико-механические свойства металлических материалов, работ по влиянию глубокого деформирования на структуру и свойства сталей немного из-за того, что существуют технологические трудности формирования субмикрокристаллических и наноструктурных состояний в них. Деформация сталей требует улучшения оснастки, так как уровень их прочностных свойств и деформационное упрочнение существенным образом превосходят эти характеристики в чистых металлах. Задача получения и изучения СМК и НК состояний в сталях носит важное фундаментальное и прикладное значение. Об этом свидетельствует и рост количества публикаций в мировой литературе по интенсивной пластической деформации сталей в последние годы. От ее решения зависит не только прогресс в развитии современного материаловедения и физики конденсированных сред, но также и возможность формирования нового класса высокопрочных и термостабильных материалов на основе наноструктурирования дешевых, низколегированных сталей.

Чаще всего для исследования выбирают стали в феррито-перлитном состоянии, так как их деформационное упрочнение и прочностные свойства существенным образом ниже, чем у сталей мартенситного и аустенитного класса. Исследований структуры аустенитных сталей после ИПД - единицы. Это дает основание утверждать, что задача получения и исследования субмикрокристаллического и наноструктурного состояния в сталях далека от окончательного решения и требует детальной проработки. Наноструктурирование сталей открывает перспективы улучшения исходных характеристик и создания новых материалов с уникальным комплексом физико-механических свойств, поэтому исследование сталей с ультрамелкозернистой (УМЗ) структурой, а также разработка способов их получения является актуальным направлением физического материаловедения. Стали дают уникальную возможность рассмотреть процессы измельчения в зависимости от их энергии дефекта упаковки, механизма деформации, фазового и структурного состояния, что представляет собой ценную информацию о влиянии этих параметров на процессы формирования субмикронного зерна и термостабильность полученных структур. Изучение предельных структурных состояний промышленных сталей после ИПД и последующих высокотемпературных отжигов также имеет, несомненно, большой интерес. Ультрадисперсные структуры, формирующиеся при таких деформациях, обладают значительной дефектностью и при нагреве переходят в крупнокристаллическое состояние. При этом теряются свойства, обусловленные малым размером зерна. Поэтому для сохранения уникальных свойств, характерных для неравновесных НК и СМК состояний, важно оценить температурные границы отжига, при которых не нарушается стабильность этих структур. Необходимо отметить, что ИПД сталей позволяет сформировать в них высокопрочное состояние, которое по своим характеристикам не уступает высоколегированным сплавам, и, наряду с этим, позволяет в значительной степени понизить их стоимость благодаря исключению дорогостоящих легирующих компонент.

Систематические исследования в области ИПД сталей проводили, в частности, Добаткин C.B., Дегтярев М.В., Коршунов Л.Г., Пиппан (Pippan R., Австрия), Шин (Shin D.-H., Корея), Хорита (Horita Z., Япония), Лэнгдон (Langdon Т., США), Ванг (Wang J.T, Китай) и др. [15-44]. В основном эти работы были посвящены изучению структурно-фазового состояния в низкоуглеродистых сталях и армко-железе и показали хорошую перспективу использования ИПД для улучшения физико-механических свойств сталей аустенитного, феррито-перлитного и мартенситного классов. Работ по деформированию методами ИПД высокоуглеродистых аустенитных сталей, склонных к механическому двойникованию, очень мало, так как аустенитные стали испытывают сильный наклеп при деформации и вызывают разрушение оснастки. Тем не менее, механическое двойникование может выступать одним из факторов, способствующих формированию субмикрокристаллической структуры при ИПД аустенитных сталей с низкой энергией дефекта упаковки. Границы деформационных двойников разбивают исходное зерно и препятствуют дислокационному скольжению. Как правило, при глубоких пластических деформациях при температурах, не допускающих рекристаллизацию, наблюдается деградация дислокационной структуры за счет формирования полос локализованной деформации. Развитие тонкого деформационного двойникования в сталях с высокой концентрацией атомов внедрения препятствует этому процессу, так как двойники деформации более устойчивы к «рассыпанию» по сравнению с границами общего типа. Механическое двойникование может выступать одним из факторов, способствующих быстрому формированию ультрамелкозернистой структуры с высокоугловыми низкоэнергетическими специальными границами £3" [45] при деформации аустенитных сталей с низкой энергией дефекта упаковки [46-47]. Несмотря на этот факт, сформировать в сталях структуры с максимально возможной долей специальных £3" границ не является тривиальной задачей. Это связано с тем, что двойникование в ГЦК сплавах является, по большей части, дополнительным к скольжению механизмом деформации и наблюдается, как правило, в области низких температур деформирования, в то время как ИПД, напротив, часто проводят при повышенных температурах. Поэтому поиск сплавов, склонных к высокотемпературному двойникованию, и всесторонняя аттестация особенностей проявления этого механизма открывает перспективу создания высокопрочных наноструктурных материалов с низкоэнергетическими высокоугловыми разориентировками между элементами структуры, устойчивых к деградации при отжигах или последующей деформации.

В качестве перспективных материалов, для развития методов ИПД могут быть использованы высокомарганцевые аустенитные стали. Разработанные Робертом Гадфильдом [48] высокомарганцевые TWIP-стали (TWIP - пластичность, обусловленная двойникованием) в настоящее время являются одним из наиболее привлекательных материалов для автомобильной промышленности, и это обусловлено уникальной комбинацией в них прочности и пластичности [49, 50]. Работы в этом направлении начались еще в 1888 году Гадфильдом (Hadfield) и Хови (Howe) [48], а в 30-х годах XX века Холл (Hall), Кривобок, Линден (Linden) и Тофот (Tofaute) [49] детально описали структуру сталей по типу Гадфильда и определили, что аустенитная структура стабилизирована следующим соотношением углерода и марганца: % Мп + 13х% С > 17 (% Мп и % С -массовые проценты марганца и углерода). В 50-х годах исследователи обнаружили, что высокое деформационное упрочнение стали Гадфильда обусловлено не формированием мартенсита деформации, а образованием планарных дефектов - двойников деформации [49]. Интерес к изучению механизма упрочнения сталей Гадфильда и двойникования в высокомарганцевом аустените не ослабевает, в разное время этой проблемой занимались исследовательские группы из России (Штремель М.А., Чумляков Ю.И., Коршунов Л.Г., Филиппов М.А., Волынова Т.Ф., Гнюсов С.Ф., и др.)[44, 51-68], Украины (Гаврилюк В.Г. и др.)[69-71], Америки (Sehitoglu Н., Karaman I., Adler Р.Н., Olson G.B., Owen W.S., Dastur Y.N., Leslie W.C. Subramanyam D.K и др.)[72-86], Германии (Berns H. и др.)[87-88], Франции (Bouaziz О., Allain S.)[49, 89] и других стран [74,90-94]. По мнению ряда исследователей [73,74] высокое деформационное упрочнение связано с интенсивным механическим двойникованием, которое обнаружено в стали Гадфильда при комнатной температуре деформации: двойники уменьшают эффективный размер зерна, так как двойниковые границы выступают сильными препятствиями для движения дислокаций, разбивают зерно на более мелкие субзерна и вызывают измельчение структуры.

Другая точка зрения связана с тем, что сильное деформационное упрочнение связано с диффузионной подвижностью углерода в аустените, эффекты деформационного старения способствуют накоплению дислокаций в материале и вызывают аномально высокое деформационное упрочнение [72,73]. Вопрос о механизме упрочнения стали Гадфильда при деформации остается открытым, и продвинуться в его решении при исследовании свойств поликристаллов не представляется возможным. Деформация поликристаллов осложнена присутствием границ зерен, исходной текстурой и ее эволюцией в процессе пластического течения. В связи с этим исследование монокристаллов аустенитных высокоуглеродистых сталей по типу стали Гадфильда представляется актуальным. Использование монокристаллов для исследований позволяет рассмотреть процессы упрочнения в пределах одного зерна и исключить вклад зернограничного упрочнения в деформацию. Монокристаллы являются прекрасным модельным материалом, который позволяет выявить ориентационную зависимость механических свойств и механизмов деформации - скольжение и двойникование. Сведения о механизмах деформационного упрочнения, роли энергии дефекта упаковки, ориентации кристалла и температуры деформации на упрочнение стали Гадфильда позволит, в перспективе, создавать текстурированные материалы с набором заданных свойств и конструировать материалы «по типу стали Гадфильда», в том числе и методами ИПД.

Проведенные в последние годы исследования свойств высокопрочных монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей с высокой концентрацией азота и углерода и гетерофазных монокристаллов сплавов на основе меди Си-А1-Со, Си-ТьА1, Си-№-8п показали, что достижение высокопрочного состояния (высокого уровня скалывающих напряжений на пределе текучести) приводит к развитию двойникования в широком интервале температур, и, более того, двойникование выступает в них как определяющий механизм деформации [95-98]. Результаты этих работ позволяют развить идею о возможности управления механизмом пластической деформации, в частности, вкладом механического двойникования в упрочнение материала, за счет изменения энергии дефекта упаковки, выбором ориентации кристалла, способа деформирования (растяжения, сжатия). Самим диссертантом и его российскими и зарубежными коллегами был опубликован ряд работ, в которых проведено исследование механизмов деформации высокопрочных монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей с азотом и стали Гадфильда Ре-13Мп-(1,0-1,3)С (мас.%), Ре-13Мп-ЗА1-1,ЗС при растяжении и сжатии, и показана возможность развития механического двойникования с ранних степеней деформации при комнатной температуре в этом классе материалов [95, 97-99]. Однако остались не до конца изученными вопросы влияния энергии дефекта упаковки на эффекты двойникования и динамического деформационного старения в высокоуглеродистом аустените, отсутствуют систематические исследования особенностей смены механизма деформации от скольжения к двойникованию и температурного интервала развития двойникования в высокоуглеродистых сталях со средней и высокой энергией дефекта упаковки, не изучено влияние морфологии двойникования на стадийность деформационного упрочнения и разрушение.

В диссертационной работе проведена всесторонняя аттестация особенностей развития механического двойникования и динамического деформационного старения и их влияния на характеристики деформационного упрочнения, пластичность, закономерности разрушения монокристаллов однофазных Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-13Мп-1,ЗС(+Н) и гетерофазных (после старения) Ре-13Мп-(1,(Н1,3)С, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС (мае. %) сталей в широком интервале температур деформации. Подобные исследования также актуальны в связи с широким спектром применения аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения, в частности стали Гадфильда, благодаря их высокой прочности, износостойкости, склонности к аномально высокому упрочнению при деформации, пластичности и ударной вязкости [1-5,100].

На основе данных о температурном интервале и особенностях развития механического двойникования в монокристаллах Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС при растяжении проведена серия модельных экспериментов по ИПД монокристаллов этих сталей. Предложенный в диссертации подход является оригинальным и заключается в проведении моделирования процессов пластического течения и измельчения структуры сталей с высокой концентрацией углерода методами ИПД за счет формирования различных типов зернограничного ансамбля, включающего границы специального типа.

ИПД кручением под гидростатическим давлением аустенитных сталей с разной энергией дефекта упаковки и разной склонностью к двойникованию Ре-13Мп-1,ЗС (сталь Гадфильда), Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС (мае. %) позволяет выяснить зависимость микроструктуры от степени деформации (количества оборотов, температуры кручения), механизма деформации на начальных стадиях структурообразования (формирование сетки двойников или сетки дислокаций скольжения) и создать высокопрочные материалы, в которых неустойчивость пластического течения подавлена. Использование модельного материала - монокристаллов аустенитных сталей с разной энергией дефекта упаковки - позволило при ИПД максимально исключить вклад в упрочнение и эволюцию структуры от скольжения при комнатной температуре кручения, и формирование субструктуры определялось преимущественно двойникованием и, следовательно, образованием границ преимущественно специального типа. Поскольку двойникование в аустенитных сталях такого класса реализовано в высокодефектной структуре, насыщенной локальными барьерами (углерод, марганец), препятствующими росту двойников, то деформация при комнатной температуре развивается за счет образования тонких двойников, которые разбивают исходный кристалл на микро- и нанообъемы и при высокой плотности двойников вызывают аномально высокое деформационное упрочнение. Таким образом, использование в работе монокристаллов аустенитных сталей позволило избежать вклада в упрочнение от границ зерен и изучить возможность перехода «моно-нано» в чистом виде.

Легирование монокристаллов стали Гадфильда дополнительно алюминием и марганцем способствует повышению энергии дефекта упаковки (ЭДУ) сплава, подавлению механического двойникования и изменению типа дислокационной структуры от ячеистой к планарной. Это позволяет проследить процессы формирования границ общего и специального типа при развитии в монокристаллах планарной или ячеистой дислокационной структур. Также за счет выбора стали и температуры деформирования понижается или, наоборот, повышается активность механического двойникования, то есть целенаправленно изменяется доля границ специального типа после ИПД, в том числе, закрепленных дисперсными частицами карбидов при теплой деформации. Эти задачи возможно решить только на основе данных о закономерностях развития механического двойникования и типа дислокационной структуры монокристаллов исследуемых аустенитных сталей в условиях простых схем нагружения (растяжение, сжатие).

Цель диссертационной работ - выявление закономерностей и механизмов деформации (скольжение, двойникование), деформационного упрочнения и разрушения монокристаллов аустенитных сталей с высокой концентрацией углерода и анализ процессов формирования наноструктурных состояний при интенсивной пластической деформации высокомарганцевого аустенита.

Для достижения цели в диссертации были поставлены и решены следующие задачи:

1. Изучить закономерности пластического течения и механизмы деформации монокристаллов аустенитных сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Бе-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС (мас.%) при растяжении в зависимости от величины энергии дефекта упаковки, ориентации монокристаллов и температуры деформации.

2. Исследовать влияние кристаллографической ориентации, скорости деформирования и типа дислокационной структуры на закономерности локализации пластической деформации при сжатии монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС.

3. Изучить особенности перехода «хрупкость-вязкость» и его взаимосвязь с развитием двойникования в монокристаллах сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС с разной энергией дефекта упаковки.

4. Исследовать влияние старения на закономерности пластического течения, особенности развития скольжения и механического двойникования в монокристаллах сталей Ре-13Мп-1,0С, Ре-!ЗМп-1,ЗС, Ре-!ЗМп-2,7А1-1,ЗС.

5. Обобщить экспериментально установленные с использованием различных ориентаций монокристаллов закономерности пластического течения аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов углерода при различных условиях деформации и выяснить механизмы влияния углерода и величины энергии дефекта упаковки на прочностные свойства и механизмы фрагментации сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС,

Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС в условиях кручения под квазигидростатическим давлением.

Научная новизна. В работе впервые:

1. Для монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,ЗС (I), Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС (И) и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС (III) с близкой концентрацией атомов углерода установлены различия в уровне критических скалывающих напряжений при 7>-50°С (г^1 > Ткр11 > Ткр1", Дг<80МПа), обусловленные (1) изменением доли дислокаций с краевой компонентой вследствие увеличения энергии дефекта упаковки и (2) снижением диффузионной подвижности углерода при легировании алюминием и марганцем. С использованием прямых экспериментальных методов показано, что монокристаллы аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения и низкой энергией дефекта упаковки (Ре-13Мп-1,0С, Ре-13Мп-1,ЗС, в том числе дополнительно легированных водородом) являются нешмидовскими, так как в них наблюдается ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений, типа дислокационной структуры и механизма деформации на начальной стадии пластического течения. Нешмидовские эффекты ориентационной зависимости снижаются при повышении энергии дефекта упаковки стали (при легировании и повышении температуры) и при старении (выделении частиц цементитного типа).

2. Экспериментально установлен температурный интервал развития двойникования при растяжении монокристаллов высокомарганцевых аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов углерода

Г=(-196)-400°С для стали Fe-13Mn-l,3C, Г=(-196)-23°С для сталей Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C), свидетельствующий о развитии механического двойникования как высокотемпературного механизма деформации сталей с ГЦК решеткой. Для сталей Fe-13Mn-l,0C, Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C определены напряжения двойникования гдв в зависимости от ориентации монокристалла и температуры деформации, а также выявлены особенности развития двойников деформации, заключающиеся в уменьшении толщины двойниковых ламелей при понижении температуры испытания и старении, в отклонении габитусных плоскостей двойников от плоскостей типа {111} при увеличении степени деформации скольжением, предшествующей двойникованию, и усилении планарности дислокационной структуры.

3. Показано, что деформационное упрочнение при множественном сдвиге, наблюдаемое в монокристаллах с высокосимметричными ориентировками оси растяжения [111] и [001] ^=d(r/de=G/20^-G/40, и при преобладании сдвига в одной системе #=G/50^-G/80 определяется величиной свободного пробега дислокаций между дефектами кристаллического строения и не зависит от их типа, а именно, развитие мультипольных конфигураций в нескольких системах (мультиполей и дислокационных листов) в сталях Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C вызывает сильное упрочнение по аналогии с множественным двойникованием в стали Fe-13Mn-l,3C.

4. Изучены закономерности формирования макроскопических полос локализованной деформации, экспериментально наблюдаемых при сжатии [111]-монокристаллов сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, которые свидетельствуют о подавлении локализации деформации при развитии механического двойникования (при увеличении скорости деформации, отклонении оси кристалла от точной ориентации [111]) и изменении морфологии скольжения (при переходе от однородной к планарной дислокационной структуре).

5. Установлено несовпадение температур перехода «хрупкость-вязкость» по фрактографическому и деформационному критериям в монокристаллах сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, которое определяется зависимостью температурного интервала развития двойникования от энергии дефекта упаковки стали, а также увеличением ширины двойниковых ламелей и уменьшением напряжений пластического течения при увеличении температуры деформирования.

6. Показано, что при кручении под квазигидростатическим давлением монокристаллов аустенитных сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС, независимо от энергии дефекта упаковки стали и температуры деформации Г<400°С, механическое двойникование определяет формирование наноструктурных состояний с границами специального типа (двойниковыми), устойчивых к нагреву до температуры 500°С. Установлены последовательности структурно-фазовых превращений при кручении под квазигидростатическим давлением и особенности микроструктуры этих сталей после деформации, заключающиеся в:

- увеличении среднего расстояния между двойниковыми границами, уменьшении плотности двойников, искривлении их габитусных плоскостей вследствие увеличения энергии дефекта упаковки и температуры деформации;

- дополнительном увеличении плотности дислокаций и упрочнения в стали Ре-13Мп-1,ЗС по сравнению со сталями Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС при кручении в области температур развития динамического деформационного старения;

- активации эффектов дисперсионного твердения и фазовых у-а превращений во время кручения стали Ре-13Мп-1,ЗС при Г=400°С, не испытывающей структурно-фазовых превращений при аналогичном отжиге без нагрузки.

Научно-практическая ценность работы заключается в экспериментальном доказательстве влияния выбора ориентации, температуры деформирования, энергии дефекта упаковки на механизм деформации (скольжение, двойникование), деформационное упрочнение и разрушение высокоуглеродистых сталей аустенитного класса Ре-Мп-С, Ре-Мп-А1-С при растяжении и сжатии. Экспериментально получены данные о субструктурном упрочнении в сталях аустенитного класса с высокой концентрацией углерода за счет скольжения, двойникования, динамического деформационного старения, образования мультиполей, которые могут быть полезны для развития теории деформационного упрочнения и разработки критериев формирования структурных состояний, обеспечивающих оптимальное сочетание прочностных и пластических характеристик.

Практическая значимость экспериментальных результатов, полученных на монокристаллах сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС (мас.%) при растяжении, заключается в возможности их использования при выборе типа текстуры для разработки поликристаллических материалов с заданными характеристиками или для анализа деформационного упрочнения текстурированных поликристаллов аустенитных сталей данного класса.

С использованием монокристаллов аустенитных сталей с разной энергией дефекта упаковки Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС показана принципиальная возможность целенаправленного изменения типа зернограничного ансамбля при интенсивной пластической деформации сталей и формирования структуры, включающей границы специального типа (двойниковые). Предложенные в работе научные подходы заключаются в проведении моделирования процессов пластического течения и измельчения структуры методами ИПД в сталях аустенитного класса с высокой концентрацией атомов углерода и открывают перспективу разработки нового класса высокопрочных металлических материалов на основе модифицирования промышленных углеродистых сталей методами интенсивной пластической деформации.

Сформулированные в диссертации задачи и предлагаемые методы их решения соответствуют мировому уровню исследований в данной области. Полученные в диссертации результаты могут быть использованы при разработке новых технологических решений для получения металлических материалов с заданными характеристиками прочности. Результаты исследований также позволят, в перспективе, усовершенствовать существующие подходы к наноструктурированию металлических материалов и развивать новые направления исследований в науке и технике.

Положения, выносимые на защиту:

1. Закономерности температурной и ориентационной зависимости критических скалывающих напряжений в аустенитных сталях Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C, Fe-28Mn-2,7Al-l,3C, которые определяются диффузионной подвижностью углерода в аустените и зависимостью доли дислокаций с краевой компонентой и величины расщепления полных дислокаций а/2<110> от энергии дефекта упаковки стали.

2. Экспериментально установленный интервал развития двойникования как высокотемпературного механизма деформации в аустенитных сталях Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-1 ,ЗС, Fe-28Mn-2,7Al-l,3C и закономерности изменения морфологии двойников деформации, которые заключаются в отклонении двойниковых границ от плоскостей {111} скольжения и двойникования в ГЦК решетке, изменении толщины двойников и их плотности при изменении температуры деформирования, типа дислокационной структуры при скольжении и при старении.

3. Механизмы, определяющие подавление макроскопической локализации деформации при увеличении скорости деформации, отклонении оси кристалла от точной ориентации [111] и переходе от однородной к планарной дислокационной структуре при легировании алюминием в [111]-монокристаллах сталей Fe-13Mn-l,3C, Fe-13Mn-2,7Al-l,3C при сжатии.

4. Экспериментально установленные закономерности перехода «хрупкость-вязкость» и несовпадение температур перехода по фрактографическому и деформационному критериям в монокристаллах сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС, обусловленное зависимостью ширины двойниковых ламелей и напряжений пластического течения от температуры и энергии дефекта упаковки стали.

5. Закономерности развития высокотемпературного двойникования при кручении под квазигидростатическим давлением монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Бе-1 ЗМп-2,7А1-1 ,ЗС, Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС с разной энергией дефекта упаковки, которые определяют формирование ультрамелкозернистой структуры с границами специального типа (двойниковыми) и ее стабильность к нагреву.

Достоверность полученных в работе результатов, обоснованность выносимых на защиту положений и выводов, сформулированных в работе, обеспечена использованием современных методов исследования структуры и физико-механических свойств материалов, статистической обработкой полученных экспериментальных результатов и их сопоставлением с теоретическими моделями и экспериментальными данными других авторов.

Публикации.

По материалам диссертации опубликовано 40 работ, из них 15 публикаций в российских журналах, рекомендованных ВАК РФ для опубликования научных результатов диссертаций на соискание учёной степени доктора наук, 9 статей в ведущих зарубежных изданиях и 2 раздела в коллективных монографиях.

Структура и объем диссертации.

Диссертация состоит из введения, четырёх разделов, выводов и списка литературы из 212 наименований. Работа содержит 310 страниц текста, включая 108 рисунков и 16 таблиц.

Основные результаты и выводы

1. В монокристаллах аустенитных сталей Ре-13Мп-1,ЗС (I), Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС (И) и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС (III) сильная температурная зависимость критических скалывающих напряжений гкр в области термически-активируемого скольжения (Агкр~200МПа в интервале температур Г=(-196)-^50°С) слабо зависит от энергии дефекта упаковки стали и ориентации монокристаллов и определяется высокой концентрацией атомов углерода и их склонностью к группировке. Экспериментально установленная зависимость напряжений пластического течения в области атермического скольжения (при 7>-50°С г^1 > г,ф11 > гкрш, Ат<80МПа) от состава сталей с близкой концентрацией атомов углерода (1,3 мас.%) определяется (1) изменением доли дислокаций с краевой компонентой вследствие увеличения энергии дефекта упаковки и (2) снижением диффузионной подвижности углерода при легировании стали алюминием и марганцем.

2. Монокристаллы аустенитных сталей Ре-13Мп-1,ЗС и Ре-13Мп-1,0С, дополнительно легированной водородом, с высокой концентрацией атомов внедрения и низкой энергией дефекта упаковки являются нешмидовскими, так как в них наблюдается ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений: в интервале температур 77=(-196)-^-400°С разница напряжений течения для «жестких» [001], [123] и «мягких» [144], [011], [111] ориентаций достигает 80МПа. Ориентационная зависимость т,ф первого типа наблюдается во всем интервале температур исследования при е<0,5% и связана с зависимостью величины расщепления дислокаций от ориентации оси растяжения: в «жестких» ориентациях движутся полные, а в «мягких» -сильно расщепленные дислокации скольжения. Нешмидовские эффекты ориентационной зависимости г,ф и величины расщепления дислокаций снижаются при повышении энергии дефекта упаковки стали (при легировании и повышении температуры) и при старении (выделении частиц цементитного типа).

Экспериментально обнаруженная в закаленных монокристаллах Ре-13Мп-1,ЗС ориентационная зависимость механизма деформации при £=1% в интервале Г=(-196)-23°С обусловливает второй тип зависимости т,ф(7): в «мягких» кристаллах реализуется двойникование, а в «жёстких» -скольжение. На монокристаллах Ре-13Мп-1,0С впервые показано, что понижение энергии дефекта упаковки при легировании водородом приводит к вырождению ориентационной зависимости механизма деформации таким образом, что при £=1-2%, независимо от ориентации монокристалла, основным механизмом деформации является двойникование. 3. Для монокристаллов сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС впервые определены критические скалывающие напряжения двойникования гдв в широком интервале температур и показана их зависимость от энергии дефекта упаковки, ориентации монокристаллов и температуры деформации, которая свидетельствует о развитии механического двойникования как высокотемпературного механизма деформации при растяжении высокомарганцевых аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов углерода: Т={-196)-400°С для стали Ре-13Мп-1,ЗС, Т=(- 196)-23°С для сталей Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС.

На монокристаллах исследуемых сталей впервые установлена зависимость толщины двойниковых ламелей от температуры испытания (¿=20-40нм при Т=- 196°С и ?>100нм при 7>23°С), а также выявлены особенности, заключающиеся (1) в отклонении габитусных плоскостей двойников от плоскостей типа {111} при усилении планарности дислокационной структуры и при увеличении степени деформации скольжением, предшествующей двойникованию и (2) в уменьшении толщины двойников при старении (при Т= 23°С £=100нм в закаленном состоянии и /<50нм после старения с выделением частиц цементитного типа).

4. Формирование однородной дислокационной структуры при скольжении в стали Ре-13Мп-1,ЗС с низкой уду обусловлено разрушением и восстановлением ближнего порядка в процессе пластического течения, а в сталях Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС со средней и высокой энергией дефекта упаковки легирование алюминием и марганцем снижает диффузионную подвижность углерода в аустените таким образом, что ближний порядок не восстанавливается при пластической деформации и планарный тип структуры определяется в основном силами трения, вызванными высокой концентрацией атомов углерода. Формирование однородного распределения дислокаций при скольжении в одной системе в [123], [012], [ 1 13]-монокристаллах стали Ре-13Мп-1,ЗС вызывает упрочнение более высокое 0\Ю=\Ю-<$т1&у=9х\§А, чем при развитии планарной дислокационной структуры в сталях Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС (бУ£=5хЮ~4). Деформационное упрочнение при множественном сдвиге определяется величиной свободного пробега дислокаций между дефектами кристаллического строения и не зависит от типа дислокационной структуры (мультиполи, дислокационные стенки, двойники деформации).

5. Установленная экспериментально ориентационная зависимость локализации пластического течения при сжатии монокристаллов Ре-13Мп-1,ЗС обусловлена зависимостью механизма деформации от ориентации: в [111]-монокристаллах, ориентированных для скольжения по шести системам, происходит образование макроскопических полос локализованной деформации, границы которых не являются следами кристаллографических плоскостей типа {111}, отклонены от них на угол до 12° и имеют ориентацию, близкую к плоскости {112}; а [001]-, [012]-, [113]-,

011]-монокристаллы деформируются квазиоднородно за счет развития механического двойникования.

Впервые выявлены физические факторы, способствующие и подавляющие локализацию пластической деформации при сжатии [111]-монокристаллов стали Ре-13Мп-1,ЗС: множественное скольжение и однородное распределение дислокаций в структуре способствует формированию макрополос сдвига, а микролокализация скольжения (образование плоских скоплений дислокаций) при легировании стали Бе-13Мп-1,ЗС алюминием и развитие механического двойникования при увеличении скорости деформации (от ё - 1,2 х 10"4сек~' до ¿ = 1,2x10~'сек~') и отклонении оси кристалла от точной ориентации [111] (более 10°) приводит к их вырождению.

6. Впервые на монокристаллах исследуемых сталей, независимо от ориентации оси растяжения, обнаружено несовпадение температур перехода «хрупкость-вязкость» по деформационному (ГовтО и фрактографическому (ТЪвти) критериям, и разница этих температур уменьшается с увеличением энергии дефекта упаковки стали (А77~300°С для стали Ре-13Мп-1,ЗС; ДГ~200°С для стали Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС; АГ~0°С для стали Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС). Несовпадение температур ТЪви и 5ЪВтп в монокристаллах сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС определяется зависимостью температурного интервала развития двойникования от энергии дефекта упаковки стали, а также увеличением ширины двойниковых ламелей и уменьшением напряжений пластического течения при увеличении температуры деформирования.

7. При кручении под квазигидростатическим давлением монокристаллов аустенитных сталей Ре-13Мп-1,ЗС, Ре-13Мп-2,7А1-1,ЗС и Ре-28Мп-2,7А1-1,ЗС, независимо от энергии дефекта упаковки стали и температуры деформации 7<400°С, механическое двойникование определяет формирование высокопрочных наноструктурных состояний с границами специального типа (двойниковыми), устойчивых к нагреву до температуры 500°С. Увеличение энергии дефекта упаковки и температуры деформации приводит к увеличению среднего расстояния между двойниковыми границами, уменьшению плотности двойников, искривлению их габитусных плоскостей.

Особенности микроструктуры аустенитных сталей после деформации кручением под квазигидростатическим давлением заключаются в дополнительном увеличении плотности дислокаций в стали Fe-13Mn-l,3C по сравнению со сталями Fe-13Mn-2,7Al-l,3C и Fe-28Mn-2,7Al-l,3C при кручении в области температур развития динамического деформационного старения и в активации эффектов дисперсионного твердения и фазовых у-а превращений при кручении стали Fe-13Mn-l,3C при Г=400°С, не испытывающей фазовых переходов при статическом нагреве до 400°С.

1. Сталь на рубеже столетий Текст. // Под ред. Ю.С. Карабасова -М: "МИСИС", 2001. 664 с.

2. Конструкционные материалы Текст. // Под ред. Б.Н. Арзамасова -М.: Машиностроение, 1990. 688 с.

3. Штремель, М.А. Прочность сплавов. 4.1, 2 Текст. М. МИСИС, 1997. -527 с.

4. Гольдштейн, М.И. Специальные стали Текст. / М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер. М.МИСИС, 1999. - 408с.

5. Новиков, И.И. Металловедение Текст. / И.И. Новиков, B.C. Золотаревский, В.К. Портной и др. В 2 т. - М.МИСИС, 2009,- 496 с.

6. Валиев, Р.З. Объемные наноструктурные металлические материалы Текст. / Валиев Р.З., Александров И.В. М.: ИКЦ Академкнига, 2007. - 400 с.

7. Носкова, Н.И. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы Текст. / Носкова Н.И., Мулюков P.P. Екатеринбург: УрО РАН, 2003,-279 с.

8. Meyers, М.А. Mechanical properties of nanocrystalline materials Текст. / Meyers M.A., Mishra A., Benson D.J. // Progress in Materials Science. 2006. -V.51. - P.427-556.

9. Бриджмен, П.В. Исследование больших пластических деформаций и разрыва Текст. М.: ИЛ, 1955. с 467 с.

10. Сегал, В.М. Процессы пластического структурообразования металлов Текст. / Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И. и др. Минск: Наука и техника, 1994. - 232 с.

11. Nanomaterials by severe plastic deformation, NanoSPD5 Текст. / Ed. by J.T. Wang, R.B. Figueiredo, T. Langdon Trans Tech Publications Ltd, Switzerland, 2011. - 1224 p.

12. Трефилов, В.И. Физические основы прочности тугоплавких металлов Текст. / Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Киев: Наукова думка, 1975. - 316 с.

13. Gleiter, H. Nanostructured materials: basic concepts and microstructure Текст. // Acta Materialia. 2000. - V.48. - No. 1. - P. 1-29.

14. Рыбин, B.B. Большие пластические деформации и разрушение металлов Текст. М.:Металлургия, 1986. - 224 с.

15. Добаткин, C.B. Структура и свойства стали Ст.З после теплого равноканального углового прессования Текст. / Добаткин C.B., Валиев Р.З., Красильников H.A. и др. // Металловедение и термическая обработка. 2000. - №9. - С.31-35.

16. Добаткин, C.B. Теплое и горячее равноканальное угловое прессование низкоуглеродистых сталей Текст. / Добаткин C.B., Одесский П.Д., Р. Пиппан и др. // Металлы. -2004. №1. - С. 110-119.

17. Терентьев, В.Ф. Усталостная прочность аустенитной стали Х18Н10Т после равноканального углового прессования Текст. / В.Ф. Терентьев, C.B. Добаткин, Д.В. Просвирнин и др. // Деформация и разрушение материалов. 2008. - №10. - С.26-33.

18. Сафаров, И.М. Влияние субмикрозернистой структуры на механические свойства низкоуглеродистых малолегированных сталей Текст. / Сафаров И.М., Корзников A.B., Валиев Р.З. и др. // ФММ. 1992. - №3. -С. 123-128.

19. Сэстри, Ш.М.Л. Формирование субмикрокристаллической структуры в стали 10Г2ФТ при холодном равноканальном угловом прессовании ипоследующем нагреве Текст. / Ш.М.Л. Сэстри, С.В. Добаткин, С.В. Сидорова // Металлы. 2004. - №2. - С.28-35.

20. Dobatkin, S.V. Ultrafine Grained Low Carbon Steels Processed by Severe Plastic Deformation Текст. / S.V. Dobatkin, P.D. Odessky, S.V. Shagalina // Mater. Sci. Forum. 2008. - V. 584-586. - P. 623-630.

21. Закирова, А.А. Структура, свойства и деформационное поведение коррозионно-стойкой стали 12Х12Н10Т после равноканального углового прессования Текст. / А.А. Закирова, Р.Г. Зарипова // Деформация и разрушение материалов. 2010. - №7. - С. 10-15.

22. Hwang, В. Microstructural development of adiabatic shear bands in ultra-fine-grained low-carbon steels fabricated by equal channel angular pressing Текст. / B.Hwang, S. Lee, Y. C. Kim et al. // Mater. Sci. Eng. A. 2006. - V.441. - P.308-320.

23. Son, Y.I. Ultrafine grained ferrite-martensite dual phase steels fabricated via equal channel angular pressing: microstructure and tensile properties Текст. / Y.I. Son, Y.K. Lee, K.-T. Park et al. // Acta Mater. 2005. - V.53. - P.3125-3134.

24. Han, B.Q. Processing of ultrafine ferrite steels Текст. / B.Q. Han, S. Yue // J. Mater. Proc. Tech. 2003. - V. 136. - P. 100-104.

25. Song, R. Mechanical properties of an ultrafine grained C-Mn steel processed by warm deformation and annealing Текст. / R. Song, D. Ponge, D. Raabe // Acta Mater. 2005. - V. 53. - P. 4881-4892.

26. Furuta, Т. Ultrahigh strength of nanocrystalline iron-based alloys produced by high-pressure torsion Текст. / Т. Furuta, S. Kuramoto, K.Horibuchi, T.Ohsuna, Z.Horita // J. Mater. Sei. 2010. - P. 4745-4753.

27. Park, K.-T. Ultrafine grained dual phase steel fabricated by equal channel angular pressing and subsequent intercritical annealing Текст. / K.-T. Park, S.Y. Han, B.D. Ahn, et al. // Scripta Materialia. 2004. - V. 51. - P. 909-913.

28. Shin, D.H. Grain Refinement of a Commercial 0.15%C Steel by Equal-Channel Angular Pressing Текст. / Shin D.H., Kim W.-J., Choo W.Y. // Scripta Mater. 1999. - V.41. - P.259-262.

29. Shin, D.H. Microstructural Evolution in a Commercial Low Carbon Steel by Equal Channel Angular Pressing Текст. / Shin D.H., Kim B.C., Kim Y.-S., Park K.-T. // Acta Mater. 2000. - V.48. - P.2247-2255.

30. Shin, D.H. Grain Refinement Mechanism During Equal-Channel Angular Pressing of a Low-Carbon Steel Текст. / Shin D.H., Kim I., Kim J., Park K.-T. // Acta Mater. 2001. - V.49. - P. 1285-1292.

31. Shin, D.H. Microstructural changes in equal channel angular pressed low carbon steel by static annealing Текст. / Shin D.H., Kim B.C., Park, К. Т., Choo W.Y. // Acta Mater. 2000. - V.48. - P.3245-3252.

32. Shin, D.H. Spheroidization of Low Carbon Steel Processed by Equal Channel Angular Pressing Текст. / D.H. Shin, S.Y. Han, K.-T. Park et al. // Mater. Trans. 2003. - V.44. - No.2. - P. 1630-1635.

33. Kim, J. Development of deformation structures in low-carbon steel by equal channel angular pressing Текст. / J. Kim, I. Kim, D.H. Shin // Scripta Mater. -2001.-V. 45.-P. 421-426.

34. Shin, D.H. Effect of Pressing Temperature on Microstructure and Tensile Behavior of Low Carbon Steels Processed by Equal Channel Angular Pressing Текст. / Shin D. H., Pak J.-J., Kim Y. K. et al. // Mater. Sei. Eng. 2002. - V. A325.-P. 31-37.

35. Wang, J.T. Microstructure and properties of a low-carbon steel processed by equal-channel angular pressing Текст. / J.T. Wang, C. Xub, Z.Z. Due et al. // Mater. Sci. Eng. 2000. - V.A410-411. - P. 312-315.

36. Fukuda, Y. Processing of a Low Carbon Steel by Equal Channel Angular Pressing Текст. / Y. Fukuda, K. Oh-ishi, Z. Horita, T. Langdon // Acta Mater. -2002.-V.50.-P. 1359-1368.

37. Дегтярев, M.B. Влияние структуры, созданной при большой пластической деформации, на кинетику превращений при нагреве Текст. / Дегтярев М.В., Воронова JI.M., Чащухина Т.И. // Металлы. 2003. - № 3. -С.53-61.

38. Дегтярев, М.В. Формирование сверхмелкозернистой структуры при рекристаллизации сильнодеформированной конструкционной стали Текст. / Дегтярев М.В., Чащухина Т.И., Воронова Л.М. и др. // ФММ. 1994. - Т.77. -№2. - С.141-146.

39. Теплов, В.А. Структурные превращения высокомарганцовистых аустенитных сталей при деформировании сдвигом под давлением Текст. / Теплов В.А., Коршунов Л.Г., Шабашов В.А. и др. // ФММ. 1988. - Т. 66. -№ 3. - С.563-571.

40. Randle, V. 'Special' boundaries and grain boundary plane engineering Текст. // Scr. Mater. 2006. - V. 54. - P. 1011-1015.

41. Tao, N.R. Nanoscale structural refinement via deformation twinning in face-centered cubic metals Текст. / N.R. Tao, K. Lu // Scr. Mater. 2009. - V. 60. -P. 1039-1043.

42. Liu, G.Z. 316L Austenite stainless steels strengthened by means of nanoscale twins Текст. / G.Z. Liu, N.R. Tao, K. Lu // J. Mater. Sci. Technol. 2010. -V. 26. -No.4. -P. 289-292.

43. Hadfield, R.A. Hadfield's manganese steel. Текст. // Science. 1888. -V. 12.-P. 284-286.

44. Волынова, Т.Ф. Высокомарганцевистые стали и сплавы Текст. -М.Металлургия, 1988. 344 с.

45. Штремель, М.А. О механизме упрочнения стали Гадфильда Текст. / Штремель М.А., Коваленко И.А. // ФММ. 1987. - Т.63. - Вып.1. - С. 172180.

46. Филиппов, М.А. Стали с метастабильным аустенитом Текст. М:Мир, 1988.-424 с.

47. Новомейский, Ю.Д. Высокомарганцевая аустенитная сталь Г13Л. Вопросы износостойкости Текст. М.:Металлургия, 1969. - 100 с.

48. Шабашов, В.А. Мессбауэровское исследование структуры стали 110Г13, деформированной в условиях трения Текст. / Шабашов В.А., Коршунов Л.Г., Балдохин Ю.В. // ФММ. 1989. - Т. 66. - Вып. 6. - С. 11971203.

49. Шабашов, В.А. Мессбауэровский анализ магнитной структуры высокоуглеродистой аустенитной стали при деформации и давлении Текст. / Шабашов В. А., Коршунов J1. Г., Заматовский А. Е., Литвинов А. В. // ФММ. 2007. - Т. 104. - Вып. 4. - С. 375-386.

50. Богачёв, И.Н. Исследование упрочнения и структурных превращений стали 110Г13 при трении Текст. / Богачёв И.Н., Коршунов Л.Г., Хадыев М.С. и др. // ФММ. 1977. - Т. 43. - Вып. 2. - С. 380-387.

51. Савченко, H.JI. Особенности высокоскоростного изнашивания композиционного материала WC-сталь 110Г13 в контакте с литой инструментальной сталью Текст. / Савченко Н.Л., Гнюсов С.Ф., Кульков С.Н. // Трение и износ. 2009. - Т. 30. - №1. - С.64-71.

52. Shabashov, V.A. Deformation-induced phase transitions in a high-carbon steel Текст. / Shabashov V.A., Korshunov L.G., Mukoseev A.G. et. al. // Materials Science and Engineering A. 2003. - T. 346. - № 1-2. - C. 196-207.

53. Чумляков, Ю.И. Пластическая деформация монокристаллов стали Гадфильда Текст. / Ю.И. Чумляков, X. Шехитоглу, И.В. Киреева и др. // Доклады академии наук. 1998. - Т.361. - №2. - С. 192-195.

54. Чумляков, Ю.И. Двойникование в монокристаллах стали Гадфильда Текст. / Ю.И. Чумляков, И.В. Киреева, Е.И. Литвинова и др. // Доклады академии наук. 2000. - Т. 371. - № 1. - С. 45-48.

55. Чумляков, Ю.И. Деформационное упрочнение и разрушение монокристаллов аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения Текст. / Ю.И. Чумляков, И.В. Киреева, Е.Г. Захарова и др. / Известия ВУЗов. Физика. 2002. - Т. 45. - №3. - С. 61-72.

56. Astafurova, E.G. The influence of orientation and aluminium content on the deformation mechanisms of Hadfield steel single crystals Текст. / Elena G.

57. Astafurova, Irina V. Kireeva, Yuriy I. Chumlyakov et al. // Int. J. Mat. Res. 2007. -V. 98.-No. 2. - P.144-149.

58. Астафурова, Е.Г. Влияние легирования алюминием на прочностные свойства и механизм деформации <123> монокристаллов стали Гадфильда Текст. / Е.Г. Астафурова, М.С. Тукеева, Ю.И. Чумляков // Известия ВУЗов. Физика. 2007. - №10. - С. 3-7.

59. Астафурова, Е.Г. Деформационное упрочнение при двойниковании <111>, <144>, <011> монокристаллов стали Гадфильда Текст. / Е.Г. Астафурова, Ю.И. Чумляков // Физика металлов и металловедение. 2009. -Т. 108.-№5.-С. 541-550.

60. Давыдов, Н.Г. Высокомаргацевая сталь М.Металлургия, 1979. - 176с.

61. Гаврилюк, В.Г. Взаимодействие атомов углерода и азота с дислокациями в аустените Текст. / Гаврилюк В.Г., Дузь В.А., Ефименко С.П., Квасневский О.Г. // ФММ. 1987. - Т.64. - Вып.6. - С. 11321135.

62. Бугаев, В.Н. Взаимодействие и распределение атомов в ГЦК сплаве Fe-Mn-С Текст. / Бугаев В.Н., Гаврилюк В.Г., Надутов В.М., Татаренко В.А. // ДАН СССР. 1986. - Т.288. -№2. - С. 362-365.

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

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

65. Owen, W.S. Strain aging of austenitic Hadfield manganese steel Текст. / Owen W.S., Grujicic M. // Acta mater. 1999. - V.47. - No. 1. - P. 111-126.

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

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

68. Zuidema, B.K. The effect of aluminum on the work hardening and wear resistance of Hadfield manganese steel Текст. / Zuidema B.K., Subramanyam D.K., Leslie W.C. //Met. Trans. A. 1987. - V.18A. - P. 1629-1639.

69. Canadinc, D. Strain hardening behavior of aluminum alloyed Hadfield steel single crystals Текст. / Canadinc D., Sehitoglu H., Maier H.J., Chumlyakov Y.I. // Acta mater. 2005. - V.53. - P. 1831-1842.

70. Canadinc, D. Orientation evolution in Hadfield steel single crystals under combined slip and twinning Текст. / D. Canadinc, H. Sehitoglu, H.J. Maier et al. // International Journal of Solids and Structures. 2007. - V. 44. - P. 34-50.

71. Efstathiou, C. Strain hardening and heterogeneous deformation during twinning in Hadfield steel Текст. / С. Efstathiou, H. Sehitoglu // Acta Materialia. 2010. - V. 58. - P. 1479-1488.

72. Canadinc, D. On the negative strain rate sensitivity of Hadfield steel Текст. / D. Canadinc, C. Efstathiou, H. Sehitoglu // Scripta Materialia. 2008. - V. 59. -P. 1103-1106.

73. Canadinc, D. The role of dense dislocation walls on the deformation response of aluminum alloyed Hadfield steel polycrystals Текст. / D. Canadinc, H. Sehitoglu, H.J. Maier // Materials Science and Engineering A. 2007. -V. 454-455.-P. 662-666.

74. Karaman, I. Modeling the deformation behavior of Hadfield steel single and polycrystals due to twinning and slip Текст. / Karaman I., Sehitoglu H., Beaudoin A.J. et al. // Acta mater. 2000. - V.48. - P. 2031-2047.

75. Karaman, I. Extrinsic stacking faults and twinning in Hadfield manganese steel single crystals Текст. / I. Karaman, H. Sehitoglu, Y.I. Chumlyakov et al. // Scripta Materialia. 2001. - V. 44. - P. 337-343.

76. Karaman, I. On The Deformation Mechanisms in Single Crystal Hadfield Manganese Steels Текст. /1. Karaman, H. Sehitoglu, K. Gall, Y.I. Chumlyakov // Scripta Materialia. 1998. - V. 38. - P. 1009-1015.

77. Karaman, I. Deformation of single crystal Hadfield steel by twinning and slip Текст. /1. Karaman, H. Sehitoglu, K. Gall et al. // Acta Materialia. 2000. -V. 48.-P. 1345-1359.

78. Karaman, I. Deformation twinning in difficult-to-work alloys during severe plastic deformation Текст. / I. Karaman, G.G. Yapici, Y.I. Chumlyakov, I.V. Kireeva // Materials Science and Engineering A. 2005. - V. 410-411. - P. 243247.

79. Gavriljuk, V.G. Corrosion-resistant analogue of Hadfield steel Текст. / V.G. Gavriljuk, A.I. Tyshchenko, O.N. Razumov et al. // Materials Science and Engineering A. 2006. - V. 420. - P. 47-54.

80. Petrov, Y.N. Surface structure of stainless and Hadfield steel after impact wear Текст. / Yuri N. Petrov, Valentin G. Gavriljuk, Hans Berns, Fabian Schmalt // Wear. 2006. - V. 260. - P. 687-691.

81. Allain, S. Relationship between relaxation mechanisms and strain aging in an austenitic FeMnC steel Текст. / S. Allain, O. Bouaziz, T. Lebedkina, M. Lebyodkin // Scripta Materialia. 2011. - V. 64. - P. 741-744.

82. Hutchinson, B. On dislocation accumulation and work hardening in Hadfield steel Текст. / В. Hutchinson, N. Ridley // Scripta Materialia. 2006. - V. 55. -No.4. - P. 299-302.

83. Abbasi, M. The fracture and plastic deformation of aluminum alloyed Hadfield steels Текст. / Abbasi M., Kheirandish S., Kharrazi Y., Hejazi J. // Materials Science and Engineering A. 2009. - V. 513-514. - P. 72-76.

84. Bayraktar, E. Deformation and fracture behaviour of high manganese austenitic steel Текст. / Bayraktar E., Khalid F.A., Levaillant C. // Journal of Materials Processing Technology. 2004. - V. 147. -No.2. - P. 145-154.

85. Smith, R.W. Development of high-manganese steels for heavy duty cast-to-shape applications Текст. / Smith R.W., DeMonte A., Mackay W.B.F. // Journalof Materials Processing Technology. 2004. - V. 153-154. - No. 1-3. - P. 589595.

86. Rittel, D. Tensile deformation of coarse-grained cast austenitic manganese steels Текст. / D. Rittel, I. Roman // Materials Science and Engineering A. -1989. -V. 110.-P. 77-87.

87. Чумляков, Ю.И. Дислокационные механизмы скольжения и двойникования высокопрочных ГЦК-гетерофазных монокристаллов Текст. Дисс. . доктора, физ.-мат.: 01.04.07: защищена 07.06.1989 : утв. 15.12.1989 / Чумляков Юрий Иванович. Томск, 1988,- 451 с.

88. Литвинова, Е.И. Механизмы деформации высокопрочных монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда Текст. : Дисс. . канд. физ.-мат.: 01.04.07: защищена 25.06.2000 / Литвинова Елена Ивановна Томск, 2000. - 303 с.

89. Karaman, I. The competing effects of slip and twinning on the deformation of Hadfield manganese steel single and polycrystals Текст. PhD Thesis. -Urbana, Illinois, USA, 2000. -215 c.

90. Austenitic manganese steel / rev. by Sabramanyam D.K., Swansiger A.E., Avery H.S. // ASM Handbook. V. 1. Properties and Selection: Irons, Steels, and High-Performance. Alloys Текст., ASM International, 1990. P. 822-840.

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

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

93. Машины для испытания материалов на растяжение, сжатие и изгиб. Общие технические требования Текст. ГОСТ 28840-90.

94. Металлы. Методы испытаний на растяжение Текст. ГОСТ 1497-84.

95. Instron. Настольные двухколонные испытательные машины Instron модель 3360 Текст. Справочное руководство M10-14134-EN. Издание А. Instron, 2002.

96. Утевский, Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении Текст. М: Металлургия, 1973.

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

98. Хирш, П. Электронная микроскопия тонких кристаллов Текст. / Хирш П., Хови А., Николсон Р., Пэшли Д., Уэлан M. М.: Мир, 1968. - 568 с.

99. Williams, D.B. Transmission electron microscopy Текст. / D.B. Williams, С. В. Carter. Springer Science+Business Media, LLC, 1996, New York, USA, 2009. - 760 p.

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

101. Киреева, И.В. Физическая природа ориентационной зависимости деформации скольжением, двойникованием, у-е-а- мартенситным превращением в монокристаллах аустенитных сталей с атомами внедрения

102. Текст. Дисс. . канд. физ.-мат.: 01.04.07: защищена -.—.1988 / Киреева Ирина Васильевна. Томск, 1988. - 216 с.

103. ПЗ.Набарро, Ф.Р. Пластичность чистых монокристаллов Текст. / Набарро Ф.Р., Базинский З.С., Холт Д.Б. М.Металлургия, 1967. - 214 с.

104. Кан, Р.У. Физическое металловедение Текст. / Кан Р.У., Хаазен П. -М:Металлургия, 1987. Т.З. - 662 с.

105. Фридель, Ж. Дислокации Текст. М:Мир, 1967. - 634 с.

106. Бащенко, А.П. Упрочнение высокомарганцевого аустенита азотом Текст. / Бащенко А.П., Белоусов Г.С., Омельченко А.В. и др. // Высокоазотистые стали: Труды конференции. Киев, 1990. - С. 106-118.

107. Uggowitzer, P.J. Strengthening of austenitic stainless steel by nitrogen Текст. / Uggowitzer P.J., Harzenmoser M. // High nitrogen steel: Proceedings of the International Conference. Lille, France, 1988. - P. 174-179.

108. Грузин, П.JI. Перераспределение атомов углерода в субмикрообъемах сталей Текст. / Грузин П.Л., Родионов Ю.Л., Ли Ю.А. // ФММ. 1975. -Т.39. - Вып.6. - С. 1211-1217.

109. Хоникомб, Р. Пластическая деформация металлов Текст. М:Мир, 1972.-408 с.

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

111. Robinson, J.M. Microstructural and mechanical influences on dynamic strain aging fenomena Текст. / Robinson J.M., Shaw M.P. // International Materials reviews. 1994. - V.39. - No.3. - P. 113-122.

112. Суховаров, В.Ф. Исследование деформационного старения, процессов выделения новых фаз и влияния их на свойства ряда аустенитных сплавов Текст.: Дисс. . доктора физ.-мат.: 01.04.07: защищена в 1973 г. / Суховаров Виктор Федорович Томск, 1973. - 563 с.

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

114. Picu, R.C. A mechanism for the negative strain-rate sensitivity of dilute solid solutions Текст. // Acta materialia. 2004. - V.52. - P. 3447-3458.

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

116. Гриднев, B.H. Фазовые и структурные превращения и метастабильные состояния в металлах Текст. / Гриднев В.Н., Трефилов В.И. Киев: Наукова Думка, 1988.-264 с.

117. Ют, J. Constitutive Modeling of TWIP Steel in Uni-Axial Tension Текст. / Kim J., Y. Estrin, H. Beladi, S. Kim, K. Chin, B.C. DeCooman // Mater Sci Forum. 2010. - V. 654-656. - P. 270-273.

118. Estrin, Y. Local strain hardening and nonuniformity of plastic deformation Текст. / Y. Estrin, L. Kubin // Acta Metall. Mater. 1986. - V. 34. - P. 24552464

119. Гольдштейн, М.И. Специальные стали Текст. / С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер М.-.МИСИС, 1999. - 408 с.

120. Copley, S.M. The dependence of the width of a dissociated dislocation on (dislocation velocity Текст. / Copley S.M., Kear B.H. // Acta Met. 1968. - V.16. -No.2. - P. 231-237.

121. Goodchild, D. Plastic deformation and phase transformation in textured austenitic stainless steel Текст. / Goodchild D., Roberts W.T., Wilson D.V. // Acta met. 1970. -V. 18. -P. 1137-1145.

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

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

124. Иванова, O.B. Дислокационная модель ориентационной зависимости и асимметрии критических скалывающих напряжений монокристаллов аустенитной нержавеющей стали, упрочненной азотом Текст. / О.В.

125. Иванова, Ю.И. Чумляков, С.П. Ефименко // Металлы. 1998. - №2. - С. 6873.

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

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

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

129. Cohen, J.B. A dislocation model for twinning in f.c.c. metals Текст. / Cohen J.B., Weertman J. // Acta Metall. 1963. - V. 11. - P. 996-998.

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

131. Горелик, С.С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ Текст. / Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. М.: МИСИС, 2002. -431 с.

132. Классен-Неклюдова, М.В. Механическое двойникование кристаллов Текст. М.: Из-во АН СССР, 1960. - 261 с.

133. Киреева, И.В. Влияние азота и величины энергии дефекта упаковки на двойникование в 111.-монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей

134. Текст. / Киреева И.В., Чумляков Ю.И. // ФММ. 2009. - Т. 108. - №3. -С. 313-324

135. Волынова, Т.Ф. Высокомарганцовистые стали и сплавы Текст. М.: Металлургия, 1988. - 344 с.

136. Zhu, Y.T. Deformation twinning in nanocrystalline materials Текст. / Y.T. Zhu, X.Z. Liao, X.L. Wu // Progress in Materials Science. 2010. - T. 57. -C. 1-62.

137. Nolder, R.I. Mechanical twinning in nickel Текст. / Nolder R.I., Thomas G. // Acta met. 1963.-V. 11.- No.8.- P. 994-995.

138. Дислокации и механические свойства кристаллов Текст. / Под ред. Классен-Неклюдовой М.В. и Индебома B.J1. М.: Из-во Иностранной литературы, 1960. - 552с.

139. Weertman, J. Elementary dislocation theory Текст. / Weertman J., Weertman J.R. New York:Oxford University Press, 1992. - P. 135-189.

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

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

142. Демирский, B.B. Механическое двойникование в меди и а твердых растворах Си-А1 Текст. / Демирский В.В., Комник С.Н. // ФММ. - 1979. -Т.47. - Вып.1. - С. 194-201.

143. Ramaswami, В. Deformation twinning in face-centered cubic crystals Текст. // Journal of applied physics. 1965. - V.36. - No.8. - P. 2569-2570.

144. Gallagher, P.C.J. The influence of alloying, temperature and related effects on the stacking fault energy Текст. // Metall. Trans. 1970. - V. 1. - No.9. -P. 2429-2461.

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

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

147. Теплякова, JI.А. Локализация сдвига при деформации монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия 001. [Текст] / Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Козлов Э.В. // Физическая мезомеханика. 2002. - Т.5. - № 6. - С. 4955.

148. Gavriljuk, V.G. Austenite and martensite in nitrogen-, carbon- and hydrogen-containing iron alloys: similarities and differences Текст. // Materials Science and Engineering A. 2006. - V. 438-440. - P. 75-79.

149. Gutierrez-Urrutia, I. The effect of grain size and grain orientation on deformation twinning in a Fe-22wt.%Mn-0.6%C TWIP steel Текст. /1. Gutierrez-Urrutia, S. Zaefferer, D. Raabe. // Materials Science and Engineering A. 2010. -V.-527.-P. 3552-3560.

150. Kocks, U.F. Physics and phenomenology of strain hardening: the FCC case Текст. / U.F. Kocks, H. Mecking // Progress in Materials Science. 2003. - V. 48. - P. 171-273.

151. Hong, Sun Ig Mechanisms of slip mode modification in FCC solid solutions Текст. / Sun Ig Hong, Laird C. // Acta metall. Mater. 1990. - V. 38. - No. 8. -P. 1581-1594.

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

153. Kuhlmann-Wildorf, D. Advancing towards constitutive equations for the metal industry via the LEDS theory Текст. // Met. And Mat. Trans. A. 2004. -V.35A. - P. 369-418.

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

155. Wang, Z. Cyclic deformation response of planar-slip materials and a new criterion for the wavy-to-planar-slip transition Текст. // Philosophical Magazine. 2004. - V.84. - No.3-5. - P. 351-379.

156. Гольдштейн, М.И. Специальные стали Текст. / М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер. М.: МИСИС, 1999. - 408с.

157. Remy, L. Twin-twin interaction in FCC crystals Текст. // Scripta Met. -1977.-V. 11.-P. 169-172.

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

159. Remy, L. Kinetics of FCC deformation twinning and its relationship to stressstrain behaviour Текст. // Acta metal. 1978. - V. 26. - P. 443-451.

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

161. Mullner, P. The intersection of deformation twins Текст. / Mullner P., Solenthaler C., Speidel M.O. // Twinning in Advanced materials (Edited by M.H. Yoo and M. Wuttig) The Minerals, Metals & Materials Society, 1994. - P. 483490.

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

163. Чумляков, Ю.И. Пластическая деформация монокристаллов стали Гадфильда Текст. / Ю.И. Чумляков, X. Шехитоглу, И.В. Киреева и др. // Доклады академии наук. 1998. -т.361. -№2. -С. 192-195.

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

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

166. Paul, H. Crystallographic aspects of the early stages of recrystallization in brass-type shear bands Текст. / H. Paul, J.H. Driver, C. Maurice, Z. Jasienski // Acta Materialia. 2002. - V. 50. - P. 4339-4355.

167. Riedel, H. Fracture mechanisms Текст. / Materials Science and Technology: a comprehensive treatment / ed. by Cahn R.W., Haasen P., Kramer E.J. -Weinheim, New York, Basel, Cambrige, 1993. P. 565-634.

168. Клевцов, Г.В. Фрактодиагностика разрушения металлических материалов и конструкций Текст. / Клевцов Г.В., Ботвина J1.P., Клевцова Н.А., Римарь Л.В. М.: МИСИС, 2007. - 264 с.

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

170. Lynch, S.P. Concerning the anomalous brittle fracture behaviour of iridium Текст. // Scripta Materialia. 2007. - V.57. - P. 85-88.

171. Panfilov, P. On brittle fracture in polycrystalline iridium Текст. / Panfilov P., Yermakov A. // Journal of Mater. Science. 2004. - V. 39. - P. 4543-4552.

172. Panfilov, P. Evolution of cracks in thin foils and massive crystals of iridium Текст. / Panfilov P., Yermakov A. // Int. J. Fracture. 2004. - V. 128. - P. 147151.

173. Чумляков, Ю.И. Ориентационная зависимость механизма разрушения высокопрочных монокристаллов Текст. / Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д., Ульянычева В.Ф. // ФММ. 1992. -№ 9. - С. 155-160

174. Tomota, Y. Unusual strain rate dependence of low temperature fracture behavior in high nitrogen bearing austenitic steels Текст. / Tomota Y., Nakano J., Xia Y., Inoue K. // Acta materialia. 1998. - V. 46. - No. 9. - P. 3099-3108.

175. Liu, Shiyong Текст. / Liu Shiyong, Liu Shicheng, Liu Deyi // J. Mater. Sci. 2004. - V. 39. - P. 2841-2848.

176. Liu Shiyong, Liu Shicheng, Liu Deyi Transgranular fracture and in low temperature brittle fracture of high nitrogen austenitic steel Текст. / Liu Shiyong, Liu Shicheng, Liu Deyi // J. Mater. Sci. 2007. - V. 42. - P. 7514-7519.

177. Астафурова, Е.Г. Изучение вязко-хрупкого перехода в <111> монокристаллах стали Гадфильда Текст. / Е.Г. Астафурова, Ю.И. Чумляков // Деформация и разрушение материалов. 2009. - № 8. - С. 36-41.

178. Mullner, P. On the ductile to brittle transition in austenitic steel Текст. // Mater. Science and Engineering A. 1997. - V. 234-236. - P. 94-97.

179. Mullner, P. Brittle fracture in austenitic steel Текст. / Mullner P., Solenthaler C., Uggowitzer P.J., Speidel M.O. // Acta Metall. Mater. 1994. -V.42. - No.7. - P. 2211-2217.

180. Гольдштейн, М.И. Дисперсионное упрочнение стали Текст. / М.И. Гольдштейн, В.М. Фарбер. М.¡Металлургия, 1979. - 208с.

181. Счастливцев, В.М. Перлит к углеродистых сталях Текст. / В.М. Счастливцев, Д.А. Мирзаев, И.Л. Яковлева и др. Екатеринбург: УрО РАН, 2006.-311 с.

182. Энтин, Р.И. Превращение аустенита в стали Текст. -М.: Металл ургиздат, 1960.-252с.

183. Курдюмов, Г.В. Превращения в железе и стали Текст. / Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. М.: Наука, 1977. - 238 с.

184. Травин, О.В. Материаловедение Текст. / Травин О.В., Травина Н.Т. М.Металлургия, 1989. 384 с.

185. Вязников, Н.Ф. Легированная сталь Текст. М. Метал л ургиздат, 1963. -271 с.

186. Козлов, Л.Я. Производство стальных отливок Текст. / Л.Я. Козлов, В.М. Колокольцев, К.Н. Вдовин и др. М.МИСИС, 2005. - 351 с.

187. Williamson, G.K. Dislocation densities in some annealed and cold-worked metals from measurements on the X-ray Debye-Scherrer spectrum Текст. / Williamson G.K., Smallman R.E. // Phil. Mag. 1956. -No.l. - P. 34-38.

188. Liu, G.Z., 316L Austenite stainless steels strengthened by means of nano-scale twins Текст. / Liu G.Z., Tao N.R., Lu K. // J. Mater. Sci. Technol. 2010. -V. 26. - № 4. - P. 289-292.

189. Randle, V. 'Special' boundaries and grain boundary plane engineering Текст. // Scr. Mater. 2006. - V. 54. - P. 1011-1015.

190. Баррет, Ч.С. Структура металлов Ч. II. Текст. / Баррет Ч.С., Массальский Т.Б. М.Металлургия, 1984. - 344 с.

191. Straumal, В.В. Accelerated Diffusion and Phase Transformations in CoCu Alloys Driven by the Severe Plastic Deformation Текст. / Boris B. Straumal, Andrei A. Mazilkin, Brigitte Baretzky et al. // Materials Transactions, 2012. - V. 53.-No. l.-P. 63-71.

192. Straumal, B.B. Deformation-driven formation of equilibrium phases in the Cu-Ni alloys Текст. / В. В. Straumal, S. G. Protasova, A. A. Mazilkin et al. // J. Mater. Sci. 2012. - V. 47. - P. 360-367.

193. Захарова, Е.Г. Влияние концентрации атомов внедрения и старения на свойства монокристаллов стали Гадфильда Текст. / Захарова Е.Г., Киреева И.В., Чумляков Ю.И. и др. // Физическая мезомеханика. 2001. - Т. 4, - № 2. -С. 77-91.

194. Volkov, M.N. Formation of nanograined structure and decomposition of supersaturated solid solution during high pressure torsion of Al-Zn and Al-Mg alloys Текст. / M.N. Volkov, R.Z. Valiev // Acta Materialia. 2004. - V. 52. - P. 4469-4478.л

195. Пантелеев, В.Г. Компьютерная микроскопия Текст. / Пантелеев, В.Г., О.В. Егорова, Е.И. Клыкова. Москва: Техносфера, 2005 - 304 с.

196. Воронова, Л.М. Термическая стабильность субмикрокристаллической структуры в стали 4Х14Н14В2М Текст. / Л.М. Воронова, М.В. Дегтярев, Т.П. Чащухина // Физика металлов и металловедение. 2010. - Т. 109. - № 2. -С. 146-153.

197. Воронова, Л.М. Старение и рекристаллизация сильнодеформированной стали 4Х14Н14В2М Текст. / Воронова Л.М., Левит В.И., Смирнова H.A. // ФММ. 1990. - № 4. - С. 109-116.

198. Gubiczaa, J. Microstructural stability of Cu processed by different routes of severe plastic deformation Текст. / J. Gubiczaa, S.V. Dobatkin, E. Khosravi et al. // Materials Science and Engineering A. 2011. - V. 528. - P. 1828-1832.