Влияние концентрации атомов внедрения и старения на свойства монокристаллов стали Гадфильда

Влияние концентрации атомов внедрения и старения

на свойства монокристаллов стали Гадфильда

Е.Г. Захарова, И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, Н.В. Лузгинова, Е.И. Литвинова, X. Сехитоглу1, И. Караман2

Сибирский физико-технический институт, Томск, 634050, Россия 1Иллинойский университет, Урбана, 61801, США

2Техасский А&М университет, Техас, 77843-3123, США

На монокристаллах стали Гадфильда (Fe— 13 Mn, мае. %) с разным содержанием атомов углерода (0.93-1.3 мае. %), дополнительно легированных азотом (0.23 мае. %) исследовали механизм деформации (скольжение и двойникование) в зависимости от ориентации оси растяжения кристаллов. Впервые установлено, что изменение концентрации атомов внедрения (азота и углерода) от 0.93 до 1.53 мас. % не подавляет развития деформации двойникованием в [111] кристаллах сразу в нескольких системах двойникования. Высокие значения 0 и линейный характер зависимости «напряжение - деформация» связаны с множественным двойникованием. В [011], [144] кристаллах обнаружены две стадии деформации. На первой стадии двойникование развивается полосой Людерса-Чернова, переход к линейной зависимости ст—е связан с началом множественного двойникования. В [012], [ 123] кристаллах обнаружено три стадии развития деформации, связанные с развитием последовательно деформации скольжением, двойникованием в одной системе, с множественным двойникованием. В [001]-кристаллах скольжение и двойникование развиваются одновременно, определяя высокие значения 0 и линейную зависимость ст(е).

1. Введение

Известно [1-4], что сталь Гадфильда ^е- 13 Мп-

- 1.0 С, мас. %) имеет ГЦК-структуру, не испытывает у-е мартенситных превращений, деформируется скольжением и механическим двойникованием в широком интервале температур (Т = 233-573 К). Вопрос о природе высокого коэффициента деформационного упрочнения

0, линейной зависимости кривых «напряжение - деформация» до сих пор обсуждается в литературе [1-14], и авторы не приходят к единому механизму упрочнения этой стали. С одной стороны, высокую скорость деформационного упрочнения связывают с развитием механического двойникования, при этом эффективным способом упрочнения выступают пересечения двойников, образующихся в нескольких системах одновременно [1,

2, 6-14]. Другой подход учитывает только взаимодействие движущихся дислокаций с атомами углерода, которые подвижны в интервале температур 250-573 К. В условиях высокой концентрации атомов углерода эффекты динамического деформационного старения приводят к высокой скорости накопления дислокаций в

стали Гадфильда и обуславливают высокие значения 0 [3, 4]. Двойникование в этом подходе вообще не принимается во внимание.

Для выяснения физических причин высокой скорости упрочнения поликристаллов стали Гадфильда представляет интерес проведение экспериментов на монокристаллах. В этом случае выбором ориентации монокристалла и способа деформации (растяжение/сжатие) можно управлять действующим механизмом деформации скольжением и двойникованием и числом действующих систем сдвига (двойникового и скольжения) [5-14].

Во-первых, необходимо выяснить как концентрация атомов внедрения влияет на развитие двойникования, поскольку, в соответствие с дислокационными теориями двойникования в ГЦК-кристаллах, атомы внедрения изменяют свои позиции из октаэдрических в тетраэдрические междоузлия [1, 15, 16]. Поскольку размеры последних значительно меньше, чем октаэдрических, то переход будет требовать дополнительных расходов энергии, а упрочнение сдвойникованных объемов, за

© Захарова Е.Г., Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Лузгинова Н.В., Литвинова Е.И., Сехитоглу X., Караман И., 2001

счет изменения атомных позиций углерода и азота при двойниковании, может определить затруднение процессов передачи двойникового сдвига через когерентные границы двойников и приводить к росту 0 с увеличением концентрации атомов внедрения [1, 15-18].

Во-вторых, отжиг в интервале 370-480 °С до 2 часов должен приводить к усилению ближнего порядка в расположении атомов Mn и С и к образованию кластеров Mn-C [4]. Поскольку двойникование реализуется частичными дислокациями а/6^211^, движущимися в каждой атомной плоскости, то ближний порядок может оказать сильное влияние на развитие двойников. Например, как это раньше наблюдали на Cu-Al и Cu-Ga концентрированных растворах [19], морфология двойников сильно изменяется по сравнению с чистыми металлами, и двойники, легко зарождаясь, испытывают большое сопротивление своему росту как в плоскости двойникова-ния, так и в направлении, перпендикулярном ей.

В-третьих, эксперименты на поликристаллах этих сталей показывают, что выделение мелких частиц карбидов преимущественно по границам зерен сильно изменяет пластические характеристики из-за ослабления прочности границ зерен [3]. Предполагалось, что в монокристаллах удастся избежать затруднений, связанных с неоднородным выделением карбидов и попытаться выяснить вопрос о взаимодействии двойников с карбидами. Ориентации кристаллов для растяжения выбирали из следующих соображений:

1. В ориентациях [111], [144], [011] тдв/тск > 1, где тск, тдв — факторы Шмида для скольжения и двойникования. Эти ориентации наиболее благоприятны для развития механического двойникования с предела текучести (табл. 1).

2. тдв/тск = 1 для ориентаций [123], [012], расположенных вблизи линии, соединяющей полюсы [113] -[012] в стандартном стереографическом треугольнике.

3. Ориентация [001] выбрана для исследования скольжения в нескольких системах одновременно, так как тдв/тск < 1 и по геометрическим причинам двой-никование с образованием дефекта упаковки вычитания запрещено [15, 16].

Монокристаллы стали Гадфильда (1 — Fe - 13 Mn --0.93 C; 2—Fe-13Mn-1.03C;3 —Fe-13Mn-1.03C + + 0.2N; 4 — Fe-13Mn-1.3C; 5 — Fe-13Mn-1.3C + + 0.23N, мас. %) выращивали в среде инертного газа на затравках. После роста все кристаллы гомогенизировали в атмосфере аргона при температуре 1 373 К 24 часа. Образцы на растяжение вырезали на электроискровом станке в форме двойных лопаток с рабочей частью 1.0x1.4x10 мм3. Затем 1 час выдерживали при 1100 °С и закаливали в воду для фиксирования аустенит-ной структуры. Поврежденный поверхностный слой удаляли химическим травлением в «царской водке», механической шлифовкой и электролитической полиров-

Таблица 1

Значения факторов Шмида для скольжения и двойникования

ориентация кристалла * тск * тдв для дефекта упаковки вычитания / * тдв/ тск для дефекта упаковки вычитания * тдв для дефекта упаковки внедрения

[111] 0.27 0.31 1.16 0.157

[011] 0.41 0.47 1.15 0.236

[144] 0.40 0.50 1.25 0.250

[123] 0.45 0.45 1.00 0.300

[012] 0.49 0.40 0.82 0.400

[001] 0.41 0.24 0.58 0.471

* при растяжении

кой в растворе: 200 мл Н3Р04 + 50 г Сг03. Испытания проводили на растяжение в интервале температур 77-573 К. Металлографические наблюдения поверхности деформируемых образцов проводили на оптическом микроскопе ЭПИТИП-2. Дислокационную структуру деформированных образцов исследовали на электронном микроскопе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 125 кВ. Ориентацию и прецессию оси кристаллов определяли на дифрактометре ДРОН-3М. Металлографически двойники выявляли в опытах с переполиров-кой поверхности деформированного образца и последующим электролитическим травлением в растворе 95 мл СН3ОН + 5мл НС1 при напряжении 1-2 В.

2. Результаты эксперимента и их обсуждение

2.1. Зависимость критических скалывающих напряжений от концентрации атомов внедрения, температуры испытания и ориентации оси растяжения

На рис. 1 представлена зависимость ткр (Т) и ткр (Т)/G(T) (^(Т — температурная зависимость модуля сдвига) для монокристаллов [001] и [111] стали Гадфильда с Сс = 1.03 мас. %. Качественно аналогичные результаты получены на кристаллах с другими концентрациями атомов углерода и азота (рис. 2, а). Видно, что в исследуемых ориентациях кристаллов на зависимости ткр (Т) можно выделить два температурных интервала. Первый при Т < 273 К характеризуется сильной температурной зависимостью ткр (Т), значительно превышающей зависимость G(T), и связан с термически активируемым преодолением атомов углерода. При Т > > 273 К наблюдается атермическое скольжение, когда ткр (Т)~ G(T) и при Т> 473 К ткр (Т)/G(T) возрастает. Такие особенности возрастания ткр (Т)/G(T) при высокотемпературной деформации ранее наблюдались на высоколегированных ГЦК-сплавах замещения, аусте-

Рис. 1. Ориентационная и температурная зависимость критических скалывающих напряжений ткр (а); ткр /G (О = 78 ГПа для стали Гадфильда) монокристаллов стали Гадфильда (Сс = 1.03 мас. %) при растяжении (б): 1 — монокристаллы [111]; 2 — монокристаллы [001]

нитных нержавеющих сталях с азотом и углеродом и связываются с явлениями динамического деформационного старения [3, 19, 22].

Кристаллы [001] имеют более высокие т кр по сравнению с [111] -монокристаллами во всем интервале температур Т = 77-573 К, и, следовательно, наблюдается отклонение от закона Боаса-Шмида. Такая зависимость ткр от ориентации оказывается нетипичной для ГЦК-чистых металлов и сплавов замещения, в которых закон Боаса-Шмида выполняется, и, следовательно, ткр ока-

зываются не зависящими от ориентации оси растяжения [22, 23]. Ранее в [24-29] отклонение от закона Боаса-Шмида экспериментально наблюдалось на монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с низкой энергией дефекта упаковки у^ = 0.023 Дж/м2 и концентрацией азота С к = 0.3-0.6 мас. %. Физическая причина ориентационной зависимости в этих сталях связана с достижением высокого уровня деформирующих напряжений за счет твердорастворного упрочнения ГЦК-кристаллов с низкой энергией дефекта упаковки

Рис. 2. Зависимость критических скалывающих напряжений ткр от концентрации атомов внедрения (углерода и азота) в стали Гадфильда (а): 1 — поликристаллы стали Гадфильда [20]; 2 — монокристаллы [111] при Т = 300 К; 3 — монокристаллы [001] при Т = 300 К; 4 — монокристаллы [111] при Т = 77 К; 5 — монокристаллы [001] при Т = 77 К; зависимость а0.2 от концентрации атомов внедрения (б): 1 — углерод в поликристаллах стали Гадфильда [20]; 2 — азот в поликристаллах аустенитной нержавеющей стали [21]

уду. В [001]-кристаллах при растяжении величина расщепления А а2000) полных дислокаций на частичные а 6(211) дислокации Шокли уменьшается [30]. Полные а2000) дислокации взаимодействуют с атомами внедрения, и такие ориентации являются «жесткими» как в аустенитной нержавеющей стали с азотом, так и в стали Гадфильда. Исследование дислокационной структуры показало, что начало пластического течения є < < 1-2 % связано с деформацией скольжением полных а 2000) дислокаций. В «мягких» [111] -кристаллах силы, действующие на ведущую дислокацию Шокли, оказываются больше, чем на ведомую, и поэтому наблюдается возрастание величины расщепления А при растяжении [30]. В [111] -кристаллах при є < 1-2 % наблюдается высокая плотность дефектов упаковки, тонких двойников и полных дислокаций. Это означает, что в «мягких» [111] -кристаллах с атомами внедрения взаимодействуют частичные дислокации Шокли, а в [100]-«жестких» — полные а2000) дислокации. Поскольку сила взаимодействия дислокаций с атомами внедрения и величина ткр определяются величиной их вектора Бюргерса, то ткр [111] <ткр [001] [24, 26, 29]. Анализ ориентационной зависимости ткр для монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с азотом проведен нами в [24, 29], и эти результаты могут быть качественно применены к стали Гадфильда, поскольку монокристаллы этих сталей имеют близкие значения энергии дефекта упаковки у ду и уровня деформирующих напряжений ткр [24-29].

Изменение концентрации атомов углерода от 0.93 до 1.3 мас. %, дополнительное легирование азотом до 0.2-0.23 мас. % не приводит к принципиальным изменениям зависимости ткр (Т). Во-первых, ткр при 300 К оказывается слабо зависящим от концентрации атомов внедрения. Ранее такая зависимость была установлена экспериментально для поликристаллов стали Гадфиль-да с размером зерен 40-100 мкм (рис. 2, а). Во-вторых, зависимость ткр (С) при 77 К оказывается значительной: для [111] -монокристаллов ткр изменяется от 225 МПа при Сс = 0.93 мас. % до 270 МПа при Сс = = 1.3 мас. %. Это свидетельствует о том, что термичес-ки-активируемая компонента ткр возрастает с ростом концентрации углерода и азота. В-третьих, для всех исследованных кристаллов стали Гадфильда сохраняется ориентационная зависимость ткр [111] <ткр [001], которая наиболее значительна при 77 К.

Если сопоставить закономерности твердорастворного упрочнения азотом для поли- и монокристаллов [21, 24-29] аустенитных нержавеющих сталей с данными твердорастворного упрочнения поли- и монокристаллов стали Гадфильда, то можно выделить следующие отличия. При Т = 300 К величина ст0 2 в поликристаллах аустенитных нержавеющих сталей изменяется от ст0 2 =

= 200 МПа при Ск = 0 до 900 МПа при Ск = 1.3 мас. % (рис. 2, б, кривая 2). В поликристаллах стали Гадфильда ст0 2 изменяется от 180 МПа при Сс = 0.4 мас. % до 370 МПа при Сс = 1.3 мас. % (рис. 2, б, кривая 1). Причем в интервале концентраций от 0.9 до 1.3 мас. % ст0 2 меняется слабо. Такое сильное различие в твердорастворном упрочнении поликристаллов сталей, упрочненных азотом и углеродом, необходимо искать в различии констант ky в соотношении Холла-Петча:

ст0 . 2 = ст 0 + kyd _12>

где ст0 — сопротивление движению дислокаций со стороны атомов внедрения в поликристалле с бесконечно большим зерном; d — диаметр зерна; ky — константа, описывающая сопротивление деформации границ зерен. Аномально высокие значения ky в аустенитных нержавеющих сталях достигают 10-30 Н/мм3/2, более чем в 10 раз превышая типичные значения ky для твердых растворов замещения [31]. Физическое объяснение высоких значений ky в сталях с азотом связывают с развитием планарной дислокационной структуры из плоских скоплений дислокаций, которые возникают из-за затруднения процессов поперечного скольжения [31].

В стали Гадфильда значения ky значительно меньше, чем в сталях с азотом, и это может быть причиной различия в прочностных свойствах поликристаллов этих сталей.

Используя экспериментальные данные, полученные для поликристаллов с размером зерна 100 мкм (ст 0 2 = = 350 МПа при 300 К [1-4] и С = 1.0 %) и ткр = 110 МПа для [111] -монокристаллов при той же концентрации атомов углерода, оценим ky в (1), принимая ст0 = тМ (М — фактор Тейлора, равный 3.08). Получаем, что ky = 0.5-1.0 Н/мм3/2 в стали Гадфильда. Эти значения в 10-20 раз выше для нержавеющей стали с азотом [31].

Наконец, сопоставление ткр в кристаллах [001] аустенитной нержавеющей стали с 0.4-0.7 мас. % и ткр [001] в стали Гадфильда Сс = 0.93-1.3 мас. % при 300 К показывает, что ткр близки друг к другу (= 100 МПа) [24], величины ст0 в соотношении (1) оказываются близкими друг к другу и, следовательно, различия в ст0 2 этих сталей связаны с различием зернограничного вклада в упрочнение.

Вторая особенность твердорастворного упрочнения в поли- и монокристаллах стали Гадфильда при 7,=300К состоит в том, что ст0 2 и ткр слабо изменяются с ростом С (рис. 2, а, б), тогда как в нержавеющих сталях с азотом — сильно. Для выяснения причин такого различия была исследована дислокационная структура [001]-кристаллов в обеих сталях после деформации є = 3 % при 300 К. В нержавеющих сталях плоские скопления из 50-70 дислокаций, мультиполи, являются основной составляющей дислокационной структуры [24, 25], тог-

ДпАг-А— 1 _ А у

- С р Л | [111] А

I 3 2 у А

1 V [001] 3 I1 1 —-—0 [011] I I

173 \ Ь 373 473 Т, К

Рис. 3. Зависимость коэффициента в = Да/ 1п е от температуры растяжения в монокристаллах стали Гадфильда: 1 — монокристаллы [111]; 2 — монокристаллы [001]; 3 — монокристаллы [ 123]

да как в стали Г адфильда плоских скоплений нет и дислокации однородно распределены по кристаллу. Такое сильное различие в типе дислокационной структуры, планарной в нержавеющих сталях с азотом и однородного распределения дислокаций в стали Г адфильда, не может быть объяснено с позиций обычных критериев перехода от планарного скольжения к ячеистой структуре, основанных на подавлении поперечного скольжения дислокаций [32, 33]. Действительно, кристаллы имеют одну и ту же ориентацию, близкие значения уду, тр и дислокационная структура должна быть в них планарной, поскольку поперечное скольжение винтовых сегментов дислокаций должно быть подавлено в обеих сталях из-за низких значений у ду = 0.023 Дж/м2 и высоких значений т кр = G/800 = 1.25-10-3 О. Наблюдаемое различие в дислокационной структуре может быть связано только с различием в подвижности атомов углерода и азота [4]. Специально проведенные исследования скоростной чувствительности в = Да/ 1п е при различных температурах испытания Т в [001]-кристаллах стали Гадфильда приведены на рис. 3 (кривая 2). В аустенит-ных нержавеющих сталях с азотом в всегда положительна, и это свидетельствует о нормальной скоростной чувствительности, обычно наблюдаемой в ГЦК-сплавах замещения при температурах, исключающих атомные перераспределения в процессе деформации [24]. Следовательно, атомы азота в интервале Т < 373-473 К оказываются неподвижными в решетке [31]. Скоростная чувствительность в в стали Гадфильда при Т вблизи 300 К оказывается отрицательной (рис. 3), что свидетельствует, согласно [3, 4], о развитии процессов динамического деформационного старения. При Т < 250-300 К коэффициент в становится положительным и можно

предположить, что диффузия атомов углерода при этих Т не происходит. Поэтому при Т = 300 К дислокации скольжения могут разрушать ближний порядок в расположении атомов в парах Мп-С в стали Г адфильда и Сг-№ в нержавеющей стали. В стали Гадфильда ближний порядок может легко восстанавливаться уже в процессе деформации [4] и, таким образом, отсутствует разупрочнение действующих систем скольжения из-за разрушения ближнего порядка и плоских скоплений дислокаций не образуется. Такой механизм ранее был разработан для объяснения изменений дислокационной структуры от плоских скоплений дислокаций к ячеистой в сплавах на основе Си с ярко выраженным ближним порядком [19]. В настоящей работе эти идеи используются для объяснения отсутствия плоских скоплений и динамического деформационного старения в стали Г адфильда при Т = 300 К. В нержавеющих сталях диффузия атомов азота при Т = 300 К не происходит из-за более высоких значений энергии активации диффузии по сравнению с атомами углерода в ГЦК-решетке [3, 31], поэтому разрушенный ближний порядок не восстанавливается и происходит образование плоских скоплений дислокаций [24-26, 32, 33].

При понижении температуры деформации до Т -

- 100 К, когда атомы углерода оказываются неподвижными, в стали Гадфильда наблюдаются плоские скопления дислокаций (рис. 4), скоростная чувствительность становится положительной (рис. 3).

Такое изменение дислокационной структуры, параметров скоростной чувствительности с уменьшением температуры деформации наводит на мысль о взаимосвязи эффективности твердорастворного упрочнения, описываемого ёткр/ёС, с диффузионной подвижностью атомов внедрения. В аустенитных нержавеющих сталях достижение высоких значений а0 2 в поликристаллах и ткр в монокристаллах при Т = 300 К описыва-

Рис. 4. Плоские скопления дислокаций при растяжении [001]-моно-кристаллов стали Гадфильда при Т = 77 К, е = 2 %, плоскость фольги —

Рис. 5. Кривые течения при растяжении [111] закаленных

ется в модели Флейшера [22, 27, 29] — взаимодействия скользящих дислокаций с неподвижными атомами внедрения, тогда как в стали Г адфильда —взаимодействием подвижных дислокаций с подвижными атомами внедрения [34]. Низкие значения ёт ёС при Т = 300 К в стали Г адфильда могут быть связаны с явлением упругой блокировки, ранее разработанной для описания взаимодействия дислокаций с атомами водорода в металлах [35]. Атмосфера из атомов внедрения может быть подвижной с дислокациями, а упругое взаимодействие атомов внедрения с дислокационным ядром уменьшает упругое взаимодействие таких дислокаций с атомами внедрения, дисперсными частицами и дислокациями [22, 31, 32, 35]. Детальная разработка этой модели применительно к стали Гадфильда требует дополнительных исследований, но качественное подтверждение реальности такого подхода к анализу твердорастворного упрочнения может быть получено в экспериментах при низких температурах. При Т = 77 К ёткр/ёС = 15 000 МПа и значительно превосходит ёт кр/ ёС = 2 000 МПа при Т = 300 К. В нержавеющих сталях ёткр I&С при 300 К равно 14 000 МПа и увеличивается до 66 000 МПа при 77 К. Сопоставление ёт кр / ёС

в нержавеющей стали при Ск = 0-0.5 мас. % и стали Гадфильда при Сс = 0.93-1.3 мас. % при Т = 77 К показывает, что ёт к^/ ёС в нержавеющих сталях с азотом значительно превышает значения для стали Гадфильда. Такое различие между упрочнением азотом и углеродом аустенитных сталей получено и на поликристаллах (рис. 2, б) [36]. Поскольку атомные размеры углерода и азота оказываются близкими друг к другу, то трудно объяснить такое различие в упрочнении, основываясь только на упругом взаимодействии атомов внедрения и скользящих дислокаций. Предполагается, что азот, в отличие от углерода, изменяет соотношение ковалентной и металлической составляющей сил связи, уменьшает энергию дефекта упаковки [36].

2.2. Деформационное упрочнение при двойниковании [111], [1 44], [011] кристаллов стали Гадфильда

На рисунке 5, а представлена зависимость а(е)-кри-вых для закаленных монокристаллов стали Г адфильда (кривые 1-5) с ориентацией оси растяжения, близкой к [111], от концентрации атомов внедрения (углерода, азота) и после отжигов при 370 °С — 5 часов, 480 °С — 2 часа (кривая 6). Видно, что вариация концентрации

Рис. 6. Металлографическая

углерода от 0.93 до 1.3 мас. %, а также дополнительное легирование стали азотом Ск = 0.2 мас. %, не приводит к заметным изменениям в механическом поведении кристаллов при Т = 300 К.

Стадийность кривых течения, пластичность и особенности разрушения оказываются близкими друг к другу в кристаллах [111] с разной концентрацией ато-

мов внедрения. Необходимо отметить, что отжиг при 370 °С — 5 часов, 480 °С — 2 часа, который приводит к образованию ближнего порядка в расположении атомов Мп и С [4], не приводит к заметному изменению а(е)-кривых (рис. 5).

На кривых течения можно выделить две стадии: первая стадия наблюдается при е < 1.5-2.0 % и характери-

Рис. 7. Кривые течения при растяжении [144], [011] монокристаллов стали Гадфильда (а); зависимость коэффициента деформационного упрочнения 0 от концентрации атомов внедрения (б); изменение положения оси растяжения монокристаллов во время деформации (в); связь между рассчитанными по прецессии оси монокристалла значениями деформации ерентг и заданными езад при деформировании (г): 1 — 1.03 мас. % С; 2 — 1.3 мас. % С; 3 — 1.3 мас. % С + 0.23 мас. % N Т = 300 К

зуется высокими значениями 0, тогда как вторая стадия при е > 2.0 % вплоть до разрушения оказывается близкой к линейной. Для выяснения природы стадий I и II проведено металлографическое и электронно-микроскопическое исследование картины скольжения, дислокационной структуры и механизма деформации (скольжения и двойникования), исследование прецессии оси кристаллов при деформации. На стадии I при е < 1-2 % с высокими значениями коэффициента 0 = О/30 следов деформации металлографически не наблюдается. Электронно-микроскопически при е < 1-2 % обнаружена высокая плотность дислокаций скольжения (рис. 6, б), тонких деформационных двойников в двух системах двойникования, дефектов упаковки (рис. 6, в). Следовательно, высокие значения 0 при е < 1-2 % связаны с одновременным протеканием скольжения и двойни-кования в нескольких системах. Деформация создает условия для развития двойников в двух системах. Пересечение двойников друг с другом и со скольжением приводит к сильному деформационному упрочнению, аналогично ранее наблюдаемому в ГЦК-кристаллах [17, 18, 37]. Однако значения 0 в этих кристаллах значительно ниже, чем в стали Гадфильда при е < 1-2 %. Так, в Си-Т-А ГЦК-сплаве 0/ О = 4-103, а в стали Г адфильда

0/О = 40-10-3 [37]. Это различие может быть связано с высокой плотностью тонких двойников в двух пересекающихся системах с толщиной d < 10-30 нм, которые не выявляются металлографически, и с одновременной деформацией скольжением. Высокая плотность дислокаций скольжения при е < 1-2 % может быть связана с динамическим деформационным старением.

В монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с высоким содержанием атомов азота и деформирующихся двойникованием с самого начала пластического течения такой стадии не наблюдается [24-26]. В этих кристаллах при е < 1-2 % плотность дислокаций скольжения значительно меньше, чем в стали Гадфиль-

да. Дислокации образуют мощные плоские скопления из 50-70 дислокаций, двойники имеют большую толщину d = 30-50 нм, чем в стали Гадфильда [24-26]. Переход к линейной стадии II в стали Г адфильда связан, как показывают электронно-микроскопические и металлографические исследования, с деформацией двойни-кованием. Двойники в одной системе становятся более широкими, легко наблюдаются металлографически (рис. 6, а) и электронно-микроскопически (рис. 6, г, д, е). Внутри двойников происходит скольжение (рис. 6, г) и образуется высокая плотность дислокаций. Пересечения таких дефектных двойников двойниками вторичной системы оказываются затрудненными. Электронномикроскопически и металлографически вторичные двойники часто тормозятся первичными (рис. 6, а, г, д). Двойники во вторичной системе имеют значительно меньшую толщину, чем первичные d пер/ d втор = 7-30. С увеличением степени деформации плотность двойников обеих систем возрастает, увеличивается число пересечений. Поэтому высокий коэффициент 0 на линейной стадии упрочнения (рис. 5, б) связан с пересечением двойников друг с другом [1, 2, 9-14]. Слабое влияние концентрации атомов углерода и отжигов, способствующих усилению ближнего порядка, на 0 п связано с практически неизменной морфологией двойников. Электронно-микроскопически и металлографически трудно установить различия в толщине двойников в первичной и вторичной системах и, следовательно, в числе пересечений двойников друг с другом.

В поликристаллах и [111] -монокристаллах аусте-нитных нержавеющих сталей изменение концентрации азота от 0 до 1.0 мас. % приводит к значительному увеличению 0 в отличие от стали Гадфильда [31]. Такие различия в зависимости 0(С) связаны, во-первых, с тем, что атомы азота оказываются неподвижными в решетке при Т = 300 К и, следовательно, эффекты динамического деформационного старения отсутствуют. Во-вто-

Рис. 8. Металлографическая картина двойникования при растяжении [144] монокристаллов стали Гадфильда: е = 5

Рис. 9. Кривые течения при растяжении монокристаллов [ 123], [012] стали Гадфильда (а); зависимость коэффициента р = Да/ 1п е от степени деформации при растяжения в кристаллах [ 123] стали Гадфильда (б); зависимость коэффициента деформационного упрочнения 0 от концентрации атомов внедрения (в); изменение положения оси растяжения монокристаллов во время деформации (г); связь между рассчитанными по прецессии оси монокристалла значениями деформации ерентг и заданными езад при деформировании (д): 1 — 0.93мас.%С; 2 — 1.03мас.%С; 3 — 1.03мас.% С + 0.2мас.% N 4 — 1.3мас.% С; 5 — 1.3мас.% С + 0.23мас.% N 6 — 1.03мас.% С, старение 480°С — 2ч, Т = 300 К; дв — начало деформации двойникованием

рых, с ростом концентрации атомов азота толщина деформационных двойников уменьшается, вклад двойни-кования в деформацию и деформационное упрочнение возрастает [24-26, 31, 36].

В кристаллах [144], [011] деформация двойникова-нием начинается в одной системе двойникования при всех исследуемых концентрациях атомов внедрения (рис. 7, 8, а). Термические обработки при 370 °С — 5 ч, 480 °С — 2 ч, не подавляют деформации двойникова-нием. Зарождение двойников происходит после небольшой стадии I с высоким 0 при е < 1 %. Эта стадия имеет ту же природу, что и в [111] -кристаллах — высокая плотность дислокаций скольжения, тонких дефектов упаковки и микродвойников приводит к высоким значениям 0j = G/15. Переход к макроскопическому двой-никованию при е > 1 % происходит за счет зарождения и последующего распространения полосы Людерса-Чернова из двойников одной первичной системы [211]{111} (рис. 8, а). Прецессия оси кристалла происходит по большому кругу, проходящему через ось кристалла и направление двойникования [211] (рис. 7, в). На стадии распространения полосы Чернова-Людерса коэффициент упрочнения 0 оказывается равным нулю. Заданные значения деформации езад оказываются близкими к экспериментально измеренным рентгеновски значениям деформации по прецессии оси кристалла еРентг (рис. 7, г). Оценка теоретических значений деформации проводилась в предположении действия одной системы двойникования [211]{111} по соотношениям [23]:

1 + е = sin X 0/sin X, 1 + е = cos %0/cos х,

где е — значение деформации; X, х — полученные из эксперимента углы между осью образца и направлением двойникования [211] и нормалью к плоскости двойникования {111} соответственно, при деформации е; X 0, х0 — значения углов, измеренные до деформации.

Переход к стадии линейного упрочнения при е > 10-20 % связан с деформацией двойникованием в двух системах (рис. 7, а, б, 8, б), езад > ереШг (рис. 7, г), поскольку теперь значительная часть деформации связана с деформацией вторичным двойникованием. Значение 0 на этой стадии деформации слабо зависит от концентрации атомов углерода и азота, термических обработок. Сопоставление 0 в кристаллах [111] и в кристаллах [ 144], [011] на стадии линейного упрочнения показывает, что эти значения близки друг к другу (рис. 5, б, 7, б). Эти эксперименты подтверждают ранее установленные для кристаллов [111] выводы о том, что высокие значения 0 определяются пересечением двойников двух систем. Активация одной системы двойникования в ориентациях [144], [011] приводит к стадии распространения двойникового фронта из одной первичной сис-

темы по кристаллу. Завершение распространения полосы Людерса и переход к множественному двойникова-нию вновь определяют высокую скорость упрочнения.

2.3. Влияние концентрации атомов внедрения на закономерности упрочнения монокристаллов [012],

[123] и [001]

На рис. 9, а представлены зависимости «напряжение - деформация» для монокристаллов [012], [123] стали Гадфильда, ориентированных для одиночного скольжения, при разных концентрациях атомов углерода и дополнительно упрочненных азотом. В этих ориентациях скольжение преимущественно в одной системе является действующим механизмом деформации с начала пластического течения. Стадия легкого скольжения, характерная для деформации ГЦК-кристаллов, ориентированных для одиночного скольжения, отсутствует, а деформация с начала пластического течения проходит с высоким коэффициентом деформационного упрочнения, близким к 0/ О = 3 -10-3 на II стадии деформации чистых ГЦК-металлов и сплавов. Следов скольжения с начала пластической деформации не наблюдается, двойники при переполировке и травлении не выявляются. Электронно-микроскопические исследования показали однородное распределение дислокаций, плоских скоплений не наблюдается. Ось монокристаллов при деформации перемещается в направлении полюса [101] — направлении сдвига в первичной системе скольжения (рис. 9, г). Протяженность стадии, связанной со скольжением в одной системе, уменьшается с ростом концентрации атомов внедрения в твердом растворе, а коэффициенты деформационного упрочнения, наоборот, возрастают. Оценки по соотношению (2) езад и ерентг (рис. 9, д) показывают, что скольжение на этой стадии реализуется в основном в первичной системе, поскольку езад =ерентг . Физической причиной высокой скорости упрочнения и отсутствия плоских скоплений дислокаций является высокая подвижность атомов углерода в стали при Т = 300 К. Однородное распределение дислокаций приводит к образованию большого числа дислокационных барьеров по сравнению с локализованным распределением сдвига в плоскости скольжения. Эксперименты с вариацией скорости деформации обнаруживают при этих условиях деформации отрицательную скоростную чувствительность, а плотность накопления дислокаций в матрице с ростом концентрации атомов углерода возрастает. Эксперименты с вариацией скорости деформации на монокристаллах [012], [123] стали Гадфильда показали, что скоростная чувствительность на первой линейной стадии упрочнения оказывается отрицательной (рис. 9, б; рис. 3, кривая 3), как и ранее полученная в [3] на поликристаллах стали Гадфильда. При деформации двойникованием в

Рис. 10. Двойникование при растяжении монокристаллов [123] стали Гадфильда, е = 20 %, после переполировки и травления, плоскость поверхности —

монокристаллах [111], [011], [144] скоростная чувствительность оказывается положительной — с увеличением скорости деформации наблюдается возрастание деформирующих напряжений (рис. 3, кривая 1).

Дальнейшая деформация и изменение коэффициентов 0 связаны со сменой действующего механизма деформации от скольжения к двойникованию. В кристаллах стали Гадфильда с 1.03 мас. % углерода она происходит при е = 20 %. С увеличением содержания атомов внедрения начало деформации двойникованием сдвигается в сторону начала пластического течения так, что при 1.53 мас. % углерода и азота двойникование в нескольких системах наблюдается после 5 % деформации скольжением. Ось монокристаллов при этом начинает перемещаться в направлении полюса [211] двойнико-вания в первичной системе (рис. 9, г), а опыты с перепо-лировкой и травлением показывают действие нескольких систем тонких двойников (рис. 10), при преимущественном развитии первичной системы. Увеличение концентрации атомов внедрения не влияет на величину скорости упрочнения на этой стадии деформации. Смена механизма деформации сопровождается изменением знака скоростной чувствительности монокристаллов (рис. 9, б) от отрицательной при скольжении к положительной при двойниковании.

Рис. 11. Кривые течения при растяжении монокристаллов [001] стали Гадфильда

Рис. 12. Двойникования при растяжении [001]-монокристаллов стали Гадфильда, е = 26 %, после переполировки и травления, плоскость поверхности —

Отжиг при 370 °С — 5 ч, 480 °С — 2 ч оказывает наибольшее влияние на пластичность в кристаллах, ориентированных для одиночного скольжения, которая возрастает до е = 50 % (рис. 9, а, кривая 6). Стадийность кривых течения проявляется четко. Это видно по изменению коэффициента деформационного упрочнения: первая линейная стадия упрочнения связана с деформацией скольжением, переход к двойникованию в одной системе сопровождается понижением 0 и сохранением линейной зависимости а(е) и, наконец, увеличение 0 на третьей стадии связано с двойникованием в нескольких системах.

Таким образом, стадийность пластического течения монокристаллов, ориентированных в центре стереографического треугольника, определяется сменой механизма деформации от скольжения к двойникованию и высокие коэффициенты деформационного упрочнения при двойниковании связаны с пересечением скольжения и двойникования в нескольких системах, при преимущественном действии одной из них.

На рис. 11, а представлены кривые течения монокристаллов [001], ориентированных для множественного скольжения. Пластическая деформация с предела текучести развивается с высоким коэффициентом 0 (рис. 11, б) и дополнительное упрочнение атомами углерода и азота не приводит к существенным изменениям характера упрочнения. Ось монокристаллов не перемещается при деформации. Установлено [8, 10, 14], что с самого начала пластического течения в кристаллах этой ориентации реализуется деформация двойникова-нием. Электронно-микроскопические исследования показали высокую плотность двойников в нескольких системах. Опытами с переполировкой и травлением были выявлены двойники нескольких систем при е = 26 % (рис. 12). Двойникование в полюсах вблизи [001] ранее не наблюдалось при растяжении ГЦК-металлов и сплавов. Следовательно, сочетание высокой концентрации

атомов углерода и азота и низкой энергии дефекта упаковки стали Г адфильда привело к появлению двойникования в полюсе [001], двойникование с образованием дефектов упаковки вычитания в этой ориентации при растяжении запрещено, поэтому двойникование происходит с образованием дефектов упаковки внедрения. Возможные механизмы образования дефектов упаковки внедрения рассмотрены нами в [8, 10, 14].

3. Заключение

Проведенные систематические эксперименты на монокристаллах стали Г адфильда с содержанием атомов внедрения от 0.93 до 1.3 мас. % по исследованию ориентационной и температурной зависимости ткр, механизма упрочнения, стадийности кривых течения показали, что уникальные свойства стали Г адфильда связаны с развитием деформационного двойникования как основного механизма деформации.

В отличие от низкопрочных ГЦК-чистых металлов и сплавов [15-18, 22] в кристаллах стали Гадфильда деформационное двойникование наблюдается с самого начала пластического течения при комнатной температуре, в ориентациях монокристаллов, где тдв /тск > 1. Это означает, что упрочнение атомами углерода оказывает большее сопротивление движению дислокаций скольжения, чем двойникования [7-14].

Экспериментально двойникование в низкопрочных ГЦК-кристаллах Си, Си-А1, Ag, Ag-Au наблюдается на поздних стадиях пластического течения [15, 16]. Повышение прочностных свойств ГЦК-монокристаллов с низкой у ду за счет дисперсионного твердения и твердорастворного упрочнения сдвигает начало деформации двойникованием к началу пластического течения и двойникование является основным механизмом деформации. Это позволяет отнести монокристаллы стали Гадфильда к высокопрочным кристаллам, в которых процессы зарождения и распространения деформационных двойников проходят значительно легче, чем в низкопрочных кристаллах. Такие экспериментальные данные необходимы для дальнейшего развития теории двойникования в высокопрочных кристаллах, когда значительная часть кривой течения связана с деформационным двойникованием [28]. Если условия для деформации двойникованием выполняются уже вблизи начала пластического течения, то, изменяя ориентацию оси вдоль линии [111] - [011] стереографического треугольника, можно изменять множественность двойникового сдвига и реализовать пластическое течение в условиях множественного [111] и одиночного двойникования [144], [011].

Другой важный результат работы состоит в том, что механическое двойникование не подавляется при изменении концентрации атомов внедрения от 0.93 до 1.53 мас. % и критические скалывающие напряжения

при Т = 300 К слабо зависят от концентрации атомов внедрения. Эти закономерности оказываются отличными от найденных ранее при легировании аустенитных нержавеющих сталей с азотом Ск = 0-1.3 мас. %, когда ткр и а0 2 зависят от Ск. Коэффициент деформационного упрочнения сильно возрастает с ростом К, в дислокационной структуре плоские скопления дислокаций и микродвойники являются основной составляющей дислокационной структуры [18, 24-28, 31, 36].

Эти различия в зависимости ткр (С), 9(С) этих двух сталей не могут быть объяснены исходя только из различия в структуре скользящих дислокаций, поскольку величина энергии дефекта упаковки в этих сталях оказывается близкой к у ду = 0.023 Дж/м2. Более важным, на наш взгляд, являются различия в диффузионной подвижности азота и углерода в сталях. Более низкие значения энергии активации диффузии углерода по сравнению с азотом делают возможным реализовать уже при Т = 300 К высокую подвижность углерода в решетке [4]. Это приводит к динамическому деформационному старению, восстановлению разрушенного ближнего порядка Мп-С уже в ходе деформации и в результате к однородному распределению дислокаций по кристаллу [3, 4, 32, 33]. Сочетание деформации двойникованием и скольжением в условиях динамического старения определяет высокие свойства поликристаллов стали Гад-фильда [1-14].

В аустенитных нержавеющих сталях с азотом скользящие дислокации, проходящие по плоскости скольжения, разрушают ближний порядок в расположении пар Me-N и таким образом разупрочняют действующую систему скольжения. Восстановление ближнего порядка за счет диффузионных процессов в ходе деформации не происходит, и в результате образуются мощные плоские скопления дислокаций [32, 33].

Исследования ориентационной зависимости деформации двойникованием в монокристаллах стали Гад-фильда показали, что в отличие от низкопрочных ГЦК-кристаллов в стали Гадфильда двойникование наблюдается независимо от ориентации кристалла, как при растяжении, так и при сжатии [7-14]. Эта необычная ориентационная зависимость деформации двойникова-нием связана с тем, что при растяжении в ориентациях справа от большого круга, соединяющего полюсы [012] - [113], двойникование реализуется за счет дефектов упаковки вычитания, тогда как слева от этого круга — за счет образования дефектов упаковки внедрения [10, 14, 34]. Это значит, что все зерна в поликристаллах стали Гадфильда независимо от их ориентации и знака нагружения могут двойниковаться и обеспечивать дополнительное к дислокационному, субструктурное упрочнение за счет тормозящих эффектов на двойниковых границах [15-18].

Разработка новых аустенитных сталей с механическими характеристиками, близкими к стали Гадфильда, должна основываться на идее сочетания низкой энергии дефекта упаковки и высокой концентрации атомов внедрения. В таких сталях совмещение твердорастворного упрочнения с деформационным упрочнением за счет образования двойниковой субструктуры и дислокационным упрочнением позволяет достигнуть оптимальных сочетаний прочности, пластичности и вязкости разрушения.

Работа выполнена при финансовой поддержке гранта Министерства образования России МГТУ им. К.Э. Циолковского, г. Москва

Литература

1. Adler PH., Olson G.B., Owen W.S. Strain hardening of Hadfield man-

ganese steel // Metall. Trans. A. - 1986. - V. 17A. - P. 1725-1737.

2. Raghavan K.S., Sastri A.S., Marcinkowski M.J. Nature of the work-hardening Hadfield’s manganese steel // Trans. Metall. Soc. AIME. -1969. - V. 245. - P. 1569-1575.

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

4. Owen W.S., Grujicic M. Strain aging of austenitic Hadfield manganese steel // Acta Mater. - 1999. - V. 47. - P. 111-126.

5. Штремелъ M.A., Коваленко И.А. О механизме упрочнения стали Гадфильда // ФММ. - 1987. - Т. 63. - № 1. - С. 172-180.

6. Чумляков Ю.И., Шехитоглу X., Киреева И.В., Литвинова Е.И., Захарова Е.Г., Калашников И.С. Пластическая деформации монокристаллов стали Гадфильда // Доклады РАН. - 1998. - Т. 361. -№ 2. - С. 192-195.

7. Karaman I., Sehitoglu H., Chumlyakov Yu. I. On the deformation mechanisms in single crystal Hadfield manganese steels // Scr. Mater. -1998. - V. 38. - No. 6. - P. 1009-1015.

8. Литвинова Е.И., Киреева И.В., Захарова Е.Г., Лузгинова Н.В., Чумляков Ю.И., Сехитоглу X., Караман И. Двойникование в монокристаллах стали Гадфильда // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. -№1-2. - С. 115-121.

9. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Литвинова Е.И., Захарова Е.Г., Лузгинова Н.В., Ефименко С.П., Сейхитоглу X., Караман И. Двой-никование в монокристаллах стали Гадфильда // Доклады РАН. -2000. - Т. 371. - № 1. - С. 45-48.

10. Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V, Litvinova E.I., Zakharova E.G., Luzginova N. V, Sehitoglu H., Karaman I. Strain hardening in single crystals of Hadfield steel // The Physics of Metals and Metallography. -2000. - V. 90. - Suppl. 1. - P. s1-s17.

11. Karaman I., Sehitoglu H., Gall K., Chumlyakov Yu.I. Deformation of single crystal Hadfield steel by twinning and slip // Acta. Mater. -2000. - V. 48. - P. 1345-1359.

12. Karaman I., Sehitoglu H., Beaudoin A.J., Chumlyakov Yu. I., Mai-erH.J., Tome C.N. Modeling the deformation behavior of Hadfield steel single and polycrystals due to twinning and slip // Acta. Mater. -2000. - V. 48. - P. 2031-2047.

13. Karaman I., Sehitoglu H., Chumlyakov Yu. I., Maier H.J., Kireeva I. V The effect of twinning and slip on the bauschinger effect of Hadfield steel single crystals // Metal. Mater. Trans. A. - 2001. - V. 32A. -P. 695-706.

14. Karaman I., Sehitoglu H., Chumlyakov Yu. I., Maier H.J., Kireeva I. V Extrinsic stacking faults and twinning in Hadfield manganese steel single crystals // Scripta Mater. - 2001. - V. 44. - P. 337-343.

15. Christian J. W., Mahajan S. Deformation twinning // Progress in Materials Science. - 1995. - V. 39. - P. 1-157.

16. Mahajan S., Williams D.F. Deformation twinning in metals and alloys // Int. Met. Rev. - 1973. - V. 18. - No. 179. - P. 43-61.

17. Remy L. The intersection between slip and twinning systems and influence of twinning on the mechanical behavior of FCC metals and alloys // Metal. Trans. A. - 1981. - V. 12A. - No. 3. - P. 387^08.

18. MullnerP., Solenthaler C., SpiedelM.O. The intersection of deformation twins in austenitic steel // Twinning in advanced materials / Eds. by Yoo M.N. and Wutting M. // The Minerals, Metals, and Materials Soc. - Detroit, Mich, 1994. - P. 483^90.

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

20. Avery H.S. Austenitic manganese steel // Metals Handbook. - 1961. -V. 1. - P. 822-840.

21. Bannych O.A., Blinov VM. On the effect of discontinuous decomposition on the structure and properties of high-nitrogen steels and methods of suppression thereof // Materials Technology. - 1991. - No. 1. -P. 38-45.

22. Физическое металловедение / Под ред. Р.У. Кана, П.Т. Хаазена. -М.: Металлургия, 1987. - Т. 3. - 633 с.

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

24. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Коротаев АД. Пластическая деформация монокристаллов аустенитной нержавеющей стали, упрочненной азотом. I // ФММ. - 1992. - № 4. - С. 153-160.

25. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Коротаев АД., Апарова Л. С. Пластическая деформация монокристаллов аустенитной нержавеющей стали, упрочненной азотом. II // ФММ. - 1993. - № 2. - С. 150-157.

26. ЧумляковЮ.И., Киреева И.В., Иванова О.В. Пластическая деформация монокристаллов аустенитной нержавеющей стали, упрочненной азотом. III. Асимметрия и ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений в сталях с различной энергией дефекта упаковки // ФММ. - 1994. - Т. 78. - № 3. -С.153-162.

27. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Ефименко С.П., Иванова О.В., Коротаев АД., Чепелъ Е.В. Пластическая деформация высокоазотистых монокристаллов аустенитной нержавеющей стали // Доклады РАН. - 1995. - Т. 340. - № 4. - С. 486-489.

28. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Коротаев АД., Литвинова Е.И., Зуев Ю.Л. Механизмы пластической деформации, упрочнения и разрушения монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей с азотом // Изв. вузов. Физика. - 1996. - № 3. - С. 5-32.

29. Ivanova O.V, Chumlyakov Yu.I. Solid solution hardening of austenitic stainless steel crystals with high nitrogen content // ISIJ Int. - 1996. -V. 36. - No. 12. - P. 1494-1499.

30. Copley S.M., Kear B.H. The dependence of the width of a dissociated distocation on dislocation velocity // Acta Met. - 1968. - V. 16. -P. 227-231.

31. UggowitzerPJ., HarzenmoserM. Strengthening of austenitic stainless steels by nitrogen // Proc. Int. Conference «High nitrogen steels», Lille, France, 18-20 May 1989. - 1989. - V. 453. - P. 174-179.

32. Hong S.I., Laird C. Mechanisms of slip mode modification in FCC solid solutions // Acta Met. Mater. - 1990. - V. 38. - No. 8. - P. 15811594.

33. Gerold V, KarnthalerH.P On the origin of planar slip in FCC alloys // Acta Metall. - 1989. - V. 37. - No. 8. - P. 2177-2183.

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

35. BirnbaumH.K., SofronisP. Hydrogen-enhanced localized plasticity — a mechanism for hydrogen-related fracture // Mater. Sci. and Eng. -1994. - V. A176. - P. 191-202.

36. Gavriljuk VG. Nitrogen in iron and steel // ISIJ Int. - 1996. - V. 36. -No. 7. - P. 738-745.

37. Ли А.М., Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д. Деформационное упрочнение при множественном двойниковании в монокристаллах Cu-Ti-Al // ФММ. - 1986. - Т. 62. - № 5. - С. 1007-1013.