Structural scale levels of electric plastification of 08Cr18Ni10Ti steel

Структурно-масштабные уровни электропластификации

стали 08Х18Н10Т

С.В. Воробьев, Ю.Ф. Иванов1, В.Е. Громов

Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк, 654007, Россия 1 Институт сильноточной электроники СО РАН, Томск, 634055, Россия

Методами металлографии и дифракционной электронной микроскопии проведены исследования эффекта электропластификации стали 08Х18Н10Т на различных структурно-масштабных уровнях. Выявлено определяющее влияние предварительной обработки материала на результаты последующего электростимулирующего воздействия.

Structural scale levels of electric plastification of 08Cr18Ni10Ti steel

S.V. Vorobyev, Yu.F. Ivanov1, and V.E. Gromov

Siberian State Industrial University, Novokuznetsk, 654007, Russia 1 High-Current Electronics Institute SB RAS, Tomsk, 634055, Russia

The methods of metallography and diffraction electron microscopy are used to investigate the electric plastification effect of 08Cr18Ni10Ti steel at different structural scale levels. The determining influence of the material pretreatment on results of the subsequent electric stimulation is revealed.

1. Введение

В ряде работ, выполненных на аустенитных, ферри-то-перлитных и мартенситных сталях, было показано, что одним из способов увеличения срока усталостной службы промышленных материалов является обработка образцов переменным электрическим током на некоторой, контролируемой методами ультразвуковой диагностики, промежуточной стадии усталостного нагружения [1-4]. В результате подобного воздействия, получившего название электропластификации [5, 6], ресурс усталостной долговечности стали повышался в 1.5 и более раз в зависимости от вида усталости и структурно-фазового состояния материала перед нагружением [7, 8]. С другой стороны, предварительное электростимулирование стали не приводит к увеличению срока службы образцов,

в отдельных случаях снижая его [6, 8]. Сравнительный анализ состояния стали, подвергнутой электростимулированию перед усталостными испытаниями и на промежуточной стадии нагружения, выполненный на различных структурно-масштабных уровнях с целью выяснения причин повышения ее усталостной долговечности, и был предметом настоящей работы.

2. Материал и методика исследования

В качестве материала исследования использовали сталь 08Х18Н10Т (Fe-0.1C-1.71 Мп-0.92 Б-18.2Сг-10.4Ni-0.71Si, мас.%) сортамента ОАО «Кузнецкий металлургический комбинат», находящуюся в состоянии поставки. Размеры образцов и схема усталостного нагружения не отличались от описанных в [7]. Пара-

© Воробьев C.B., Иванов Ю.Ф., Громов B.E., 2005

Таблица 1

Параметры циклического нагружения и режимы электростимулирования стали

Марка стали Р, МПа f Гц Т, к 105 Л,Гц I, кА г, с

08Х18Н10Т 20 20 300 1 70 2 480

Р — напряжение циклической нагрузки; f — частота нагружения; Т — температура испытания; N1 — число циклов нагружения перед электростимулированием; ^ — частота; I — амплитуда электрического тока при стимулировании; г—время стимулирования стали

метры многоцикловой усталости приведены в таблице 1. Исходя из поставленной в настоящей работе задачи основное внимание уделялось анализу структурнофазового состояния образцов, находящихся в исходном состоянии, а также подвергнутых электропластификации как в исходном состоянии, так и на промежуточной стадии усталостного нагружения. Число циклов промежуточного усталостного нагружения N1 определялось ультразвуковым методом и соответствовало состоянию дефектной субструктуры, предшествующему зарождению субмикротрещин [8]. В качестве параметров, характеризующих состояние зеренного ансамбля, использовали средние размеры, величину коэффициента анизотропии размеров и угол разориентации зерен по отношению к продольной оси образца (направлению прокатки стали). Дополнительными характеристиками зеренной структуры являлись функции распределения рассмотренных выше количественных характеристик стали.

Состояние зеренного ансамбля анализировали методами металлографии травленого шлифа (микроскоп Epiquant). Металлографические шлифы готовили сухим способом путем последовательной обработки на абразивных кругах различной зернистости, полирования на сукне с раствором двуокиси хрома и последующего травления в соответствующих реактивах [9]. Количественные измерения структурных элементов проводились с помощью промышленной системы анализа изображений SIAMS 600. Анализ внутризеренной структуры (определяли величины скалярной и избыточной плотности дислокаций, градиента кривизны-кручения фольги) и фазового состава стали на различных стадиях испытания проводили методами дифракционной электронной микроскопии тонких фольг (прибор ЭМ-125). Фольги готовили путем электролитического утонения пластинок, вырезанных из зоны стабильного роста усталостной трещины параллельно продольной оси образца. Методики количественной обработки результатов электронно-микроскопического исследования подробно обсуждены в [10-12].

3. Результаты исследования и их обсуждение

3.1. Структура исходного материала

Исследуемая сталь в исходном состоянии является

поликристаллическим агрегатом, средний размер зерен

которого (О) = 22.3 ± 3.5 мкм. Зерна в сечении шлифа

имеют анизотропную форму, коэффициент анизотропии к = 2.2 и ориентированы вдоль оси прокатки стали (продольной оси образца) — средний угол разориентации продольной оси зерен относительно продольной оси образца составляет ф = 21.9°. В -22 % зерен наблюдаются микродвойники термического происхождения. Сталь 08Х18Н10Т в исходном состоянии, как было показано в [13, 14], содержит частицы карбидной фазы состава ТЮ и М23С6 (очевидно, (Бе, Сг)23С6). Частицы карбидной фазы располагаются в объеме зерен, вдоль границ зерен и в их стыках, формируют микроликва-ционные строчки. Как правило, частицы карбида М23С6, имеющие субмикронные размеры (0.1-0.5 мкм), тяготеют к границам зерен; частицы ТЮ распределены более равномерно в объеме материала, средние размеры данных частиц 62.4 нм. В объеме зерен наблюдается дислокационная субструктура, сформировавшаяся в результате предварительной термомеханической обработки стали. Основной является хаотическая, занимающая -0.75 объема материала. Скалярная плотность дислокаций, усредненная по объему материала, (р) ~ ~ 1.5 • 1010 см-2.

3.2. Структурно-фазовое состояние исходной стали после электростимулирования

3.2.1. Зеренная структура

Обработка стали переменным электрическим током (электростимулирование) привела к значимому изменению зеренной структуры образца, отчетливо выявляемому методами металлографии травленого шлифа. Прежде всего, увеличились средние продольные L и поперечные D размеры зерен (при среднем по материалу

Таблица 2

Средние характеристики зеренной структуры стали 08Х18Н10Т на различных этапах обработки

Состояние , мкм м к м Б, мкм к Ф

Исходное 22.3 27.8 12.8 2.2 21.9°

Исходное + электростимулирование 26.6 33.1 17.8 1.9 30.1°

Исходное + N1 13.2 15.45 7.7 2.2 33.0°

Исходное + N1 + электростимулирование 13.8 15.48 8.1 1.9 32.9°

размере зерна (р) = 26.6 ± 7.5 мкм); несколько снизился коэффициент анизотропии к среднего зерна и значительно возрос угол разориентации ф продольной оси среднего зерна относительно продольной оси образца по сравнению с исходным состоянием (табл. 2).

Изменение средних размеров зерен сопровождается определенной эволюцией распределения зерен по размерам. Электростимулирование исходной стали приводит к заметному расширению спектра значений размеров зерен. Если в исходном состоянии размер реальных зерен изменялся в пределах до 43 мкм, то после электростимулирования размер зерен существенно расширился (максимальные размеры зерен достигли значения -120 мкм). Одновременно с этим заметно сократилось число зерен минимального размерного класса ф < < 10 мкм). Данные результаты, очевидно, указывают на протекание в приповерхностном слое образца стали при токовом воздействии процесса собирательной рекристаллизации. Процесс рекристаллизации носит незавершенный характер. В большинстве случаев границы зерен искривлены, что указывает на их неустойчивое (неравновесное) состояние.

Электростимулирование сопровождалось интенсивным термическим двойникованием стали. Если в исходном состоянии микродвойники наблюдались лишь в ~22% зерен, то после токового воздействия количество зерен, содержащих микродвойники, увеличилось до 59%. При этом отмечается одновременное увеличение средних размеров двойников. Это означает, что электростимулирование приводит, во-первых, к росту исходно существующих в стали двойников за счет разогрева материала и, во-вторых, к двойникованию за счет термоупругих напряжений, возникающих в стали при электро-импульсном воздействии. Интенсивное термическое двойникование в ходе электростимулирующего нагрева свидетельствует о том, что в ходе рекристаллизации происходит перестройка границ зерен со значительным увеличением доли специальных границ [15]. Этот процесс также ведет к уменьшению внутренней энергии зернограничного ансамбля.

Электростимулирование структуры исходной стали способствует разрушению карбидной строчечности образцов. Строчки размываются, уменьшается их длина, увеличиваются расстояние между карбидными частицами, расположенными в пределах одной строчки, и расстояние между строчками. Причиной этого является перераспределение углерода и легирующих элементов в структуре стали в результате, во-первых, массопере-носа, обусловленного перемещением дислокаций и выносом атомов углерода и легирующих элементов из объема зерен на их границы, а также переносом включений малых размеров мигрирующими границами как единого целого и, во-вторых, электропереноса, связанного с разной зарядностью ионов углерода и железа.

3.2.2. Дефектная субструктура и фазовый состав

Токовое воздействие (электростимулирование) сопровождается множественными изменениями дефектной субструктуры и фазового состава стали. Прежде всего, существенно, более чем в два раза по сравнению с исходным состоянием, увеличилась скалярная плотность дислокаций ((р) ~ 3.6-1010 см 2). Это способствовало эволюции дислокационной субструктуры по пути замены дислокационного хаоса сетчатой и ячеистосетчатой дислокационной субструктурой. Если в исходном состоянии преобладающим типом организации дислокационной субструктуры был дислокационных хаос, то после электростимулирования преобладающим типом субструктуры стала сетчатая, объемная доля которой составила ~0.75 субструктуры материала.

Электростимулирование привело к формированию в стали дефектов упаковки и микродвойников. Микродвойники присутствуют практически в каждом зерне. При этом в отдельных зернах наблюдается несколько ориентаций микродвойников (рис. 1).

Электростимулирование привело к увеличению линейной плотности изгибных экстинкционных контуров практически в два раза по сравнению со структурой исходного состояния. Источниками кривизны-кручения материала являются внутрифазные (границы зерен, суб-

Рис. 1. Электронно-микроскопическое изображение структуры стали 08Х18Н10Т, подвергнутой электростимулированию. Светлое поле (а); темное поле, полученное в рефлексе [111]у-Ре (б); микроэлект-ронограмма (в). Стрелками указаны на а — изгибные экстинкцион-ные контуры, на б — рефлекс темного поля

40

20

------1-----1------1=

0 25 50 75 100 125 150 175 200

Р, нм

40

> 20

О 44 88 132 176 220 264 308 352

О, нм

Рис. 2. Распределение по размерам частиц карбида титана состава ТЮ; исходное состояние

зерен, двойников термического и деформационного происхождения) и межфазные (границы раздела «карбид - матрица») границы раздела (на рис. 1 изгибные контуры указаны стрелками). Оценки, проведенные с использованием выражений, представленных в [16], показали, что амплитуда кривизны кручения кристаллической решетки вблизи микродвойника составляет % ~ — 1 -103 см-1, вблизи границы зерна и около частиц карбидной фазы практически одинакова и несколько ниже X ~ 0.85 • 103 см-1. В структуре исходной стали наиболее напряженными являлись объемы материала, расположенные вблизи частиц карбидной фазы, наименее напряженными — вблизи границ зерен [14]. Сопоставляя результаты, приведенные в [14] и полученные в настоящей работе, можно обнаружить, что амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки вблизи частиц в исходной стали в -4 раза выше, чем в стали после электростимулирования. Следовательно, электростимулирование сопровождается, с одной стороны, увеличением линейной плотности изгибных экстинкционных контуров (источников кривизны-кручения кристаллической решетки матрицы), а с другой, существенным

снижением пиковых значений амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки, т.е. величины даль-нодействующих полей напряжений. Последнее, несомненно, пластифицирует сталь.

Электростимулирование стали сопровождается коагуляцией частиц карбидной фазы. Так, средние размеры частиц карбида титана состава ТЮ увеличились более чем в два раза: с 62.4 нм (исходное состояние) до 138.5 нм (после электростимулирования). Распределение частиц по размерам является бимодальным (рис. 2). Наличие второй моды распределения также свидетельствует о протекании в стали процесса коагуляции, сопровождающегося ростом одних частиц за счет растворения других. Значимых изменений размеров частиц карбида М23С6 не выявлено, что может быть связано с малым их количеством (малым объемом выборки статистического анализа). Следует лишь отметить, что размеры данных частиц изменяются в пределах сотен нанометров, достигая в отдельных случаях единиц микрометра. Формирования карбидных частиц иного химического состава в стали, подвергнутой электростимулированию, не обнаружено.

3.3. Структура стали на промежуточной стадии усталостного нагружения

3.3.1. Зеренная структура

Усталостное нагружение стали в количестве N1 = 1 • 105 циклов, прежде всего, привело к заметному уменьшению средних продольных L и поперечных D размеров зерен (табл. 2). При этом коэффициент анизотропии к среднего зерна стали не изменился, но существенно возрос угол разориентации ф продольной оси среднего зерна относительно продольной оси образца по сравнению с исходным состоянием.

Изменение средних величин сопровождается расширением (до -60 мкм) спектра значений размеров реальных зерен. С другой стороны, распределение зерен по размерам после усталостного нагружения стало более компактным, основное количество зерен сосредоточено в интервале -15-30 мкм.

Детальный анализ зеренной структуры стали показал, что основные преобразования на данной стадии усталостного нагружения коснулись высокоанизотропных зерен (зерен, коэффициент анизотропии которых к > 5). Объемная доля их уменьшилась в три раза, по сравнению с исходным состоянием. Последнее свидетельствует о преобразовании наиболее крупных зерен, очевидно, путем их деления поперечными границами, формирующимися в результате эволюции дислокационной субструктуры при усталостном нагружении. Кроме этого, не следует исключать возможности зарождения новых зерен в результате эволюции дефектной субструктуры, о чем говорилось ранее в [7, 8].

Усталостное нагружение привело к незначительному (в 1.2 раза) увеличению объемной доли зерен, содержащих микродвойники, и способствовало разрушению карбидной строчечности стали — увеличилось расстояние между строчками, а также между частицами, расположенными в пределах одной строчки.

3.3.2. Дефектная субструктура и фазовый состав

Усталостное нагружение приводит к множественным изменениям дефектной субструктуры и состояния карбидной фазы стали, подробно рассмотренным в [13]. Основными из них, влияющими на усталостную долговечность стали, являются, во-первых, увеличение (в 1.4 раза) скалярной плотности дислокаций с одновременным замещением «неупорядоченного» типа дислокационной субструктуры (субструктуры дислокационного хаоса) «упорядоченным» (сетчатой и ячеисто-сетчатой), во-вторых, формирование (в 14 % объема материала) дефектов упаковки и микродвойников, в-третьих, увеличение (в —1.8 раза) средних размеров частиц карбида ТЮ, в-четвертых, выделение вдоль границ зерен и субзерен прослоек карбида хрома состава Сг3С2, в-пятых, формирование вдоль границы раздела «субмикрон-ный карбид - матрица» микротрещин, проникающих, в отдельных случаях, в карбидную частицу, и, в-шестых, увеличение общего количества источников и амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки матрицы вблизи частиц карбидной фазы (в -1.2 раза).

3.4. Структура стали, электростимулированной на промежуточной стадии усталостного нагружения

3.4.1. Зеренная структура

Электростимулирование усталостно нагруженных образцов путем пропускания переменного электрического тока не привело к сколько-нибудь заметному изменению среднего размера зерна исследуемой стали. Как следует из анализа представленных в табл. 2 результатов, средние продольные и поперечные размеры зерен в стали после электростимулирования практически совпадают со средними размерами зерен в стали, выявленными на промежуточной стадии усталостных испытаний, и значительно меньше, чем средние размеры зерен стали исходного состояния и исходного с последующим электростимулированием. Зерна в среднем стали более равноосными, величина рассеяния вектора структурной текстуры при этом практически не изменилась (по сравнению с состоянием стали на стадии усталостного нагружения).

Несмотря на сохранение среднего размера зерна в электростимулированном образце токовое воздействие привело к снижению относительного содержания зерен минимальных размерных классов и увеличению относительного содержания зерен средних размерных клас-

сов, по сравнению с образцом, находящимся на стадии промежуточного усталостного нагружения.

Электростимулирование стали не привело к дальнейшему разрушению строчечной структуры: как и после промежуточных усталостных испытаний, на травленых шлифах образца, подвергнутого электростимулированию, выявляются карбидные частицы, расположенные упорядоченным образом.

3.4.2. Дефектная субструктура и фазовый состав

Электростимулирование усталостно нагруженной стали приводит к значительным изменениям дефектной субструктуры и состояния карбидной фазы стали, подробно рассмотренным в [13, 14]. Основными из них, влияющими на усталостную долговечность стали, являются, во-первых, залечивание микротрещин, наблюдавшихся в усталостно нагруженном материале вдоль границ раздела «карбид - матрица», во-вторых, снижение линейной плотности изгибных экстинкционных контуров (количества источников кривизны-кручения кристаллической решетки стали) и амплитуды кривизны-кручения стали. Наиболее ощутимо релаксация дально-действующих полей напряжений отмечается в объемах материала, содержащих частицы карбидной фазы (в -3 раза) и вблизи микродвойников деформации (в -2 раза). В-третьих, по сравнению с состоянием материала на промежуточной стадии нагружения в —1.5 раза увеличивается скалярная плотность дислокаций и незначительно повышается объемная доля зерен, занятых сетчатой дислокационной субструктурой, за счет снижения объемной доли субструктуры дислокационного хаоса. Отметим, что электростимулирование исходной стали привело к увеличению скалярной плотности дислокаций в —2.4 раза. В-четвертых, вдоль границ микродвойников выделяются частицы карбида титана. Одновременно с этим отмечается незначительное увеличение средних размеров частиц карбида титана, присутствовавших в стали перед электростимулированием.

4. Обсуждение полученных результатов

В [13] было показано, что электростимулирование образцов стали на промежуточной стадии усталостного нагружения (после 1 • 105 циклов) и повторные их испытания приводят к разрушению материала при количестве циклов, равном 1.5 -105, т.е. суммарный срок службы образцов составил 2.5 • 105 циклов нагружения. Усталостные испытания стали по непрерывной схеме нагружения сопровождаются разрушением образцов после 1.7 • 105 циклов. Предварительное электростимулирование стали не приводит к увеличению срока службы образцов, в отдельных случаях снижая его [6, 8].

Сопоставляя результаты, полученные при анализе структурно-фазового состояния образцов, электрости-

Таблица 3

Характеристики структуры, формирующейся на различных стадиях обработки стали

Состояние Размер зерен <р>, 1010 см-2 ^ терм / ^деф -°TiC, нм Вновь образующиеся карбиды

стали D, мкм L, мкм 103 см-1

Исходное 27.8 12.8 1.5 3.4 0.22/0 62.4 Нет

Исходное + электростимулирование 33.1 17.8 3.6 1.0 0.59/1 138.5 Нет

Исходное + N 15.4 7.7 2.1 4.1 0.27/0.14 110 Cr3C2

Исходное + N + электростимулирование 15.4 8.1 3.2 1.36 0.27/0.16 118 Cr3C2 + TiC

А терм и А деф — относительное количество зерен, содержащих двойники термического и деформационного происхождения соответственно; в последнем столбце указаны карбиды, образующиеся в стали на стадии усталостного нагружения и последующего электростимулирования

мулированных в исходном состоянии и после усталостных испытаний, можно отметить следующее (табл. 3). Электростимулирование исходных образцов приводит к существенному увеличению средних размеров зерен (в —2.1 раза) и частиц карбида титана (в —1.2 раза), а также объемной доли зерен, содержащих двойники термического (в — 2.2 раза) и деформационного (в — 6.3 раза) происхождения, по сравнению с образцом, электро-

Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение субструктуры, формирующейся в стали после усталостного нагружения и последующего электростимулирования. Светлое поле (а); темное поле, полученное в рефлексе [111] TiC (б); микроэлектронограмма (в). Стрелками указаны: на а — дислокационные структуры, формирующиеся вокруг частиц карбидной фазы, на в — рефлекс темного поля

стимулированным после усталостных испытаний. Первые два фактора будут способствовать снижению предела выносливости стали, подвергнутой электростимулированию в исходном состоянии, третий фактор, несомненно, повышает его [17]. С другой стороны, в [7, 8] при изучении малоцикловой усталости аустенит-ных сталей было показано, что одной из причин разрушения образцов являлось формирование кристаллов е- и а-мартенсита. Основными местами зарождения мартенситной фазы были стыки микродвойников деформационного превращения. Следовательно, множественное двойникование стали может быть причиной мар-тенситного превращения при последующем нагружении и разрушения материала.

Одной из основных причин увеличения склонности стали к деформационному двойникованию является снижение величины энергии дефекта упаковки. Последнее может быть обусловлено изменением состояния твердого раствора материала вследствие эволюции карбидной подсистемы. Электронно-микроскопические исследования, выполненные в настоящей работе, показывают, что усталостное нагружение стали способствует растворению частиц карбидной фазы в результате взаимодействия с дислокационной субструктурой.

Как правило, карбидные частицы в материале, подвергнутом усталостному нагружению, опутаны дислокациями, имеют слабовыраженный контраст и часто обнаруживаются лишь при темнопольном анализе структуры стали (рис. 3). Растворение частиц приводит к обогащению твердого раствора атомами углерода и карбидообразующими элементами, способствуя повышению величины энергии дефекта упаковки стали и, следовательно, снижает склонность стали к деформационному микродвойникованию. Доказательством существования явления деформационного растворения частиц карбидной фазы при усталостном нагружении стали 08Х18Н10Т является повторное выделение нано-размерных частиц карбида хрома и карбида титана на

границах субзерен и микродвойников как в процессе испытаний, так и при последующем электростимулировании [14].

5. Заключение

Анализ структурно-фазового состояния аустенитной стали 08Х18Н10Т, выполненный методами металлографии и дифракционной электронной микроскопии, показал, что обработка стали переменным электрическим током (электростимулирование) оказывает многоуровневое воздействие и проявляется на зеренном, субзе-ренном и атомном уровнях. Выявлено определяющее влияние предварительной обработки стали на результаты последующего (положительного или отрицательного) электростимулирующего воздействия и соответственно на усталостную прочность (долговечность) материала.

Литература

1. Коваленко В.В., Соснин О.В., Громов В.Е., Иванов Ю.Ф. и др. Физическая природа электростимулированного повышения усталостной прочности аустенитной стали 08Х18Н10Т // Изв. вузов. Физика. - 2002. - Т. 45. - № 3. - С. 28-36.

2. Соснин О.В., Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., Козлов Э.В., Целлерма-ерВ.В., Сучкова Е.Ю. Эволюция феррито-перлитной структуры при импульсном воздействии электронов // ФиХОМ. - 2003. -№ 4. - С. 63-69.

3. ИвановЮ.Ф., Соснин О.В., СучковаЕ.Ю., ГромовВ.Е., КозловЭ.В.

Электропластификация закаленной углеродистой стали // Физ. ме-зомех. - 2003. - № 6. - С. 71-76.

4. Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., Лейкина О.С. Повышение усталостного

ресурса стали 08Х18Н10Т импульсным токовым воздействием // Тяжелое машиностроение. - 2005. - № 1. - С. 34-36.

5. Спицин В.И., Троицкий О.А. Электропластическая деформация металлов. - М.: Наука, 1985. - 187 с.

6. Громов В.Е., Зуев Л.Б., Козлов Э.В., Целлермаер В.Я. Электро-стимулированная пластичность металлов и сплавов. - М.: Недра, 1996. - 293 с.

7. Соснин О.В. Эволюция структурно-фазовых состояний аустенит-ных сталей при усталости. - Новосибирск: Наука, 2002. - 211 с.

8. Электростимулированная малоцикловая усталость / Под ред. О.В. Соснина, В.Е. Громова, Э.В. Козлова. - М.: Недра коммюни-кейшенс ЛТД, 2000. - 208 с.

9. Schumann H. Metallographie. - Leipzig: VEB, 1964. - 622 p.

10. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. - М.: Металлургия, 1973. - 584 с.

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

12. Чернявский К.С. Стереология в металловедении. - М.: Металлургия, 1977. - 280 с.

13. Иванов Ю.Ф., Лейкина О.С., Громов В.Е., Козлов Э.В. Многоцикловые усталостные испытания стали 08Х18Н10Т. Эффект электропластификации // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - № 2. -С. 41-47.

14. Лейкина О.С., Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В., Коновалов С.В., Гро-мовВ.Е. Многоцикловая усталость аустенитной нержавеющей стали. Эволюция структуры и фазового состава зоны усталостного роста трещины // ФиХОМ. - 2004. - № 5. - С. 73-78.

15. Орлов А.И., Переверзенцев В.Н., Рыбин В.В. Границы зерен в металлах. - М.: Металлургия, 1980. - 156 с.

16. Физика и механика волочения и объемной штамповки / Под ред. В.Е. Громова и Э.В. Козлова. - М.: Недра, 1997. - 293 с.

17. Сагарадзе В.В., Уваров А.И. Упрочнение аустенитных сталей. -М.: Наука, 1989. - 270 с.