автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Деформационное поведение и свойства субмикрокристаллических нержавеющих сталей 13Х25Т, 12Х18Н10Т и 10Х17Н8М2-ВД

На правах рукописи

Закирова Альбина Азалитовна

ДЕФОРМАЦИОННОЕ ПОВЕДЕНИЕ И СВОЙСТВА СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ 13Х25Т, 12Х18Н10Т И 10Х17Н8М2-ВД

Специальность 05.02.01 - Материаловедение (Машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

0 7 ИЮН 2007

Уфа - 2007

003063898

Работа выполнена в Институте проблем сверхпластичности металлов Российской академии наук, Уфа

Научный руководитель

кандидат технических наук, доцент Зарипова Р Г

Официальные оппоненты доктор технических наук,

профессор, Добаткин С В

кандидат технических наук Сафаров И М

Ведущая организация

ФГУП «НПП Мотор», г Уфа

Защита состоится « 26 » июня 2007г в 14 00 на заседании диссертационного совета Д 002 080 02 при Институте проблем сверхпластичности металлов РАН (450001, г Уфа, ул Ст Халтурина

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИПСМ РАН

Отзывы на автореферат, заверенные печатью, просим направлять по адресу

450001, г. Уфа, ул Ст Халтурина 39, ученому секретарю совета Факс (347)225-37-59

Автореферат разослан /" мая 2007 г

Ученый секретарь диссертационного совета,

39)

доктор технических наук

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Развитие научно-технического прогресса определяет основную задачу материаловедения - повышение прочностных и технологических характеристик конструкционных материалов. Создание ультрамелкозернистой (УМЗ, 03 <10 мкм) структуры в металлах и сплавах оказалось одним из эффективных путей ее решения Получение субмикрокристаллических (СМК, 0,1< Е>з <1 мкм) и нанокристаллических (НК, Эз <0,1 мкм) размеров зерен влечет за собой не только изменение прочностных, но и традиционно структурно-нечувствительных характеристик Также отмечено и необычное механическое поведение материалов с УМЗ структурой, что дает основание предполагать и изменения механизмов деформации Представляется перспективным использовать этот подход для термонеупрочняемых материалов, к которым относятся хромистые и хромоникелевые нержавеющие стали Благодаря высокой коррозионной стойкости и жаростойкости они широко применяются в различных отраслях промышленности, но их использование ограничено из-за невысоких прочностных свойств Прочность таких сталей принято повышать термомеханической обработкой за счет формирования в них полигонизованной структуры В то же время измельчение зерен может оказаться более эффективным способом упрочнения этих материалов В этой связи является актуальным исследование формирования СМК структуры в нержавеющих сталях, их свойств и деформационного поведения

Несмотря на большое количество работ, посвященных УМЗ структурам, в литературе отсутствуют систематические исследования для нержавеющих сталей

Цс.чыо работы явилась разработка рекомендаций по изготовлению полуфабрикатов нержавеющих сталей с СМК структурой на основе систематического изучения их строения, механических свойств и деформационного поведения

Согласно цели были поставлены и решены следующие задачи

1 Исследование структурных изменений в нержавеющих сталях в широком интервале температур для выбора температурно-деформационных режимов формирования СМК структуры

2 Оценка уровня свойств нержавеющих сталей с СМК структурой

-43 Анализ деформационного поведения СМК нержавеющих сталей и структурные изменения в них при холодной деформации

4 Разработка рекомендаций по изготовлению и применению полуфабрикатов СМК нержавеющих сталей

Научная новизна;

1 Термоактивационным анализом и экспериментально установлено наличие "пороговых" температур, при которых происходит смена механизмов структурообразования при деформации Выше пороговых температур основным механизмом структурообразования в ферритной стали является непрерывная динамическая рекристаллизация (ДР) и возврат, в аустенитной -прерывистая ДР; а ниже пороговых температур механизм структурообразования не зависит от типа кристаллической решетки в обеих сталях имеет место фрагментация

2 Показано, что независимо от того, каким из использованных в работе методов получали СМК структуру, происходит увеличение микродеформации решетки сталей за счет накопления дефектов кристаллической решетки

3 Установлено, что граница термической стабильности СМК структур не превышает температуру последнего этапа обработки для ферритной стали - 0,4 Тпл» для аустенитной - 0,5 Тпл

4 Показана возможность регулирования комплекса механических свойств нержавеющих сталей в широком диапазоне за счет комбинации структурных составляющих

5 Впервые исследованы особенности деформационного поведения СМК нержавеющих сталей при комнатной температуре Сделано предположение, что в СМК сталях деформация реализуется путем формирования полос деформации, охватывающих группы зерен

Практическая ценность:

1. Разработана технологическая схема получения СМК структуры в нержавеющих сталях методом ИПД (интенсивной пластической деформации) при поэтапном снижении температуры

2 Показана перспектива варьирования свойств нержавеющих сталей в широком диапазоне в зависимости от условий эксплуатации изделий.

3 Представлена возможность прогнозирования границ применимости СМК нержавеющих сталей на основании данных их термической стабильности и особенностей пластической деформации

-54 Разработаны рекомендации по изготовлению высокопрочных полуфабрикатов (например, для режущих инструментов и деталей крепежа), работающих в агрессивных средах На защиту выносятся результаты:

1 Экспериментальные данные, подтверждающие существование "пороговых" температур, при которых в нержавеющих сталях происходит смена механизма структурообразования

2 Закономерности формирования СМК структур в нержавеющих сталях с различными кристаллическими решетками при ИПД в интервале температур 900-400°С

3 Данные, указывающие на возможность регулирования комплекса механических свойств нержавеющих сталей за счет комбинации структурных составляющих

4 Анализ особенностей деформационного поведения СМК сталей Апробация работы. Материалы диссертационной работы доложены и

обсуждены на.

1 Int. Congress Stainless Steels '96 Proc DusseldorffNeuss, June 03-05, 1996

2 Int. Symp Hot Workability of Steels and Light Alloys-Composites Proc Quebec, Canada, Aug.24-28, 1996

3 XIV уральская школа металловедов - термистов "Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов" Ижевск, 1998г

4 Международная конференция "Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов" Екатеринбург, 1999г.

5 Научно-технический семинар "Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов", Москва, 1999г

6 XV уральская школа металловедов - термистов "Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов" Екатеринбург, 2000г

7 V Всероссийская конференция «Физикохимия ультрадисперсных систем», Екатеринбург, 2000г

Публикации. Материалы диссертации представлены в 6 научных публикациях, включая 2 статьи в отечественных рецензируемых журналах

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав и общих выводов Работа изложена на 162 страницах включая 58 рисунков 10 таблиц и список литературы из 153 наименований

- б -

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введений обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы цель, научная новизна и практическая ценность работы, приведены основные положения, выносимые на защиту

Глава 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

В круг рассматриваемых вопросов вошли классификация, недостатки и преимущества различных методов измельчения зерен материалов Подробно описаны методы интенсивной пластической деформации (ИПД) Рассмотрены процессы, приводящие к измельчению зерен, такие как статическая и динамическая рекристаллизация, фазовые превращения, деформационное мартенситное превращение в сталях Проанализирована зависимость параметров формирующейся структуры от режимов термообработки при статической и динамической рекристаллизации Описано влияние размера зерен на физико-механические и технологические свойства материалов Сделан обзор публикаций, посвященных деформационному поведению металлических материалов с измельченной структурой

На основании анализа литературных данных определена цель и сформулированы частные задачи работы в рамках темы диссертации, обоснован выбор материала

Глава 2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

В работе использованы промышленные нержавеющие стали ферритная -13Х25Т и аустенитные - 12Х18Н10Т и 10Х17Н8М2-ВД (см табл 1 ) Состояние поставки - прутки горячего промышленного проката диаметром 20-40мм Исходная микроструктура представляет собой равноосные рекристаллизованные зерна размером 20-50мкм,

Табл 1 Химический состав исследованных сталей

Марка Тип решет ки Содержание элементов, % вес

стали Ре С Мп 81 Р 8 Сг № Мо Т1 Си

13Х25Т ОЦК о 0 13 08 1 0 0 035 0 025 25 5 0 60 - 09 -

12Х18Н10Т гцк н о в а 0 12 20 08 0 035 0 02 18.0 100 - 1 0 03

10Х17Н8М2 -ВД гцк 0 10 1 15 0 34 0 04 0013 17 1 8 48 2 13 0 008 -

Выбор этих сталей был определен их близостью по содержанию углерода

и карбидообразующих элементов Отсутствие фазовых превращений в

исследуемых температурных интервалах и при охлаждении делает их удобным модельным материалом для изучения структурных изменений Известно, что различный тип кристаллической решетки исследуемых сталей существенно влияет на формирование структуры и ее параметры в области высоких температур деформации Но неизвестно наличие такого влияния в условиях деформации, при которой формируется УМЗ структура.

Температурно-деформационные режимы ИПД для создания в заготовках СМК структуры определяли на основе термоактивационного анализа в широком интервале температур 300-1100°С Стандартные образцы деформировали по трем схемам (растяжение, кручение и сжатие). Растяжение и сжатие осуществляли на универсальном динамометре «SCHENK» модели РЕ100Т Испытания на кручение проводили на гидравлической машине MTS в атмосфере аргона Было рассчитано значение кажущейся энергии активации Q и построены n-кривые по экспериментальным зависимостям и-е напряжений от истинных деформаций1

СМК структуру в массивных образцах формировали методом ИПД по двум схемам (I и II схемы)

При реализации I схемы (рис 1 а) использовали метод многократной всесторонней ковки в интервале температур 900-400°С («0,65 - 0,ЗТШ1), при которой накапливаются большие пластические деформации Для получения листовых заготовок дополнительно применяли теплую прокатку

Схема (II) (рис 1 б) включает деформацию при криогенной температуре с протеканием деформационного мартенситного превращения у->а.\ и последующий отжиг при температуре 650°С с протеканием обратного а'-»у превращения Ковку образцов производили на гидравлических прессах EU-100 и ПА-2638, прокатку - на лабораторном прокатном стане МС-150 Нагрев образцов осуществляли либо в штамповом блоке пресса, либо в печи камерного типа KS-300 При криогенной прокатке образцы охлаждали в жидком азоте

Механические испытания на растяжение плоских образцов, соответствующих ГОСТ 1497-84, проводили при комнатной температуре на универсальном динамометре «INSTRON» модели 1185 со скоростью деформирования 1мм/мин, что соответствовало скорости деформации 10"V, с использованием тензодатчика Кроме стандартной была использована

1 Пуарье, Ж П Высокотемпературная сверхпластичность кристаллических тел (Пер с франц) / Пуарье Ж П - М Металлургия, 1982 -272с

специальная методика для изучения релаксации ■ напряжений, основанная на дискретном движении траверсы

а

Рис 1. Схемы интенсивной пластической деформации, а - с всесторонней ковкой (I), б - с криогенной прокаткой (II)

Для исследования микроструктуры использовали оптические микроскопы «МеШуа1», «ЫеорЬо1 32», структурный анализатор «Ерщиапг» и сканирующий электронный микроскоп «18М-840А» Тонкую структуру наблюдали в просвечивающем электронном микроскопе «ЖМ-2000ЕХ» при ускоряющем напряжении 160-180КВ

Твердость НЯС измеряли на твердомере, микротвердость на микротвердомере ПМТ-3, по стандартным методикам Плотность сталей оценивали методом гидростатического взвешивания в керосине и толуоле с

использованием аналитических весов ВЛР-200

Рентгеноструктурный анализ осуществляли при помощи установок ДРОН-3 и ДРОН-4 на медном и кобальтовом излучениях с использованием графитового монохроматора на дифрагированном пучке

Глава 3. ФОРМИРОВАНИЕ СУБМЖРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ В НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЯХ

Анализ механического поведения сталей в широком интервале температур показал, что при любой схеме нагружения стали демонстрируют различные кривые о-б в зависимости от температурно-скоростных условий с упрочнением, разупрочнением, с установившейся стадией пластического течения

п-кривые нержавеющих сталей 13Х25Т и 12Х18Н10Т (рис 2) указывают на существование определенной «пороговой» температуры, при которой их угол наклона изменяется Для ферритной стали таковой является температура порядка 600°С, для аустенитной стали - 700°С Изменяется и значение кажущейся энергии активации О при переходе через пороговую температуру в обеих сталях ее значение повышается с понижением температуры (рис 2 )

Рис 2. Зависимости ^(эКао)) от 1/Т (п-кривые) нержавеющих сталей- а - для ферритной стали 13Х25Т, б - для аустенитной стали 12Х18Н10Т (скорость деформации 10~2 с"1)

Это связано с тем, что снижение температуры ведет к увеличению

активационного объема деформации, что связано со сменой механизма структурообразования

Микроструктурные исследования показали, что выше ТПОр [Тпор-Ю00°С] основными процессами структурообразования являются динамическая полигонизация (ДП) и ДР в аустенитной стали (ГЦК решетка) Размер зерен в этих условиях превышает 1 мкм

В ферритной стали (ОЦК решетка) также имеют место ДР и ДП, однако ввиду высокой скорости доминирующего динамического возврата даже при температуре 700°С размер рекристаллизованных зерен и субзерен на порядок выше, чем в аустенитной. Накопление деформации вблизи пороговой температуры способствует измельчению зерен в обеих сталях

Ниже ТПор [300-Тпор] существенного различия в механизмах структурообразования в сталях с ОЦК и ГЦК решеткой не обнаружено Формируются полосы, внутри которых образуются разориентированные микрообласти (фрагменты) размером 100-200 нм (рис 3 а) С увеличением степени деформации разориентировка между фрагментами увеличивается, и формируется микроструктура смешанного типа из зерен и субзерен размером 100-300 нм (рис 3 б) Продолжение теплой деформации или последующий отжиг трансформируют фрагменты в зерна (рис 3 в) Такую эволюцию микроструктуры можно проиллюстрировать схемой (рис 3 г) Таким образом, на различных этапах деформационной обработки или при изменении ее схемы можно получить структуру с преобладанием фрагментированной или зеренной составляющей На основании этих исследований определены температурно-деформационные параметры ИПД нержавеющих сталей для формирования СМК структуры и предложена технологическая схема получения заготовок с СМК структурой при поэтапном снижении температуры - ИПД (I) (рис 1 а)

Однако для формирования СМК зерен в массивной заготовке нельзя вести деформацию только ниже Тпор, т к технологическая пластичность сталей при этих температурах ограничена Поэтому предварительно максимально измельчали зерно деформацией при температуре, превышающей пороговую, а затем завершали формирование СМК структуры при более низкой температуре Известно, что свойства сплавов могут зависеть от способа подготовки структуры. Поэтому для сравнительного исследования структуры и свойств аустенитных сталей применили схему II (рис 1 б), включающую низкотемпературную деформацию с протеканием деформационного мартенситного у-а' превращения и отжиг для обратного а'-у превращения

Рис. 3. Микроструктура стали 12X1SH! ОТ: а-формирование полос, б -формирование фрагментов, в- С MX зерен над структура, г - схема формирования СМК структуры

После обработки но схемам I и II были получены массивные заготовки с СМК структурой, на которых были проведена исследования эволюции структуры, кристаллографической текстуры, физических и механически* свойств сталей на этапах ИПД. Выявлено, что ИНД нержавеющих сталей приводит к формированию СМК структуры с размером зерен и субзерен 0,2 мкм.

Глава 4. ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ С СУБМИКРО КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ

В этой главе рассматривается эволюция некоторых параметров структуры при формировании СМК зерен. Произведен сравнительный анализ показателей СМК и КЗ состояний. Установлено, что процесс накопления деформации вызывает изменение физических параметров, которые, вероятно, сказаны с увеличением объемной доли границ и накоплением дефектов кристаллической

- -

решетки Установлено уширение рентгеновских пиков вследствие увеличения микродеформации решетки Снижение плотности стали наряду с практически неизменными значениями параметра решетки свидетельствует значительном объеме искаженных приграничных областей, характерном УМЗ материалам

Табл 2 Эволюция физических параметров структуры нержавеющих сталей

Стань Состояние Физические параметры структуры

Среднеквадратичная микродеформация, % Период решетки, А Плотность, г/см3

13Х25Т (101) КЗ 0,0396 ±0,001 2,8748 ± 0,0001 7,536 ± 0,002

СМК 0,0674 ± 0,004 2,8750 ± 0,0003 7,527 ± 0,002 -0,12%

12Х18Н10Т (113) КЗ 0,0521 ± 0,005 3,5916 ±0,0001 7,870 ±0,001

СМК 0,1460 ±0,013 3,5939 ± 0,0001 7,824 ±0,002 -0,53%

В процессе ИПД в сталях развивалась аксиальная кристаллографическая текстура, изменяющая преимущественную ориентацию плоскостей с наиболее плотно упакованной на менее упакованные при изменении схемы деформации

О 600 700 иго

Температура отжига (°с Рис 4 Эволюция микротвердости стали 10X17Н8М2-ВД после отжигов

(выдержка 1 час)

Полученная обоими способами СМК структура термически стабильна до температуры последнего этапа обработки 0 5 Тпл Для аустенитных и 0,4 Тпл дам ферритной сталей С превышением этих температур на 50-100°С наблюдается укрупнение СМК кристаллитов, при дальнейшем нагреве развивается собирательная рекристаллизация Эволюция микротвердости подтверждает микроструктурные наблюдения (рис 4 )

Глава 5. СВОЙСТВА И ДЕФОРМАЦИОННОЕ ПОВЕДЕНИЕ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ С СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ

СТРУКТУРОЙ

Рассмотрены механические и коррозионные свойства нержавеющих сталей с МК и СМК структурами Механические свойства сталей с различным типом структуры сведены в таблицу 3 В таблице для сравнения приведены свойства крупнозернистой стали после стандартной термообработки

Формирование СМК структуры приводит к резкому росту прочностных и снижению пластических характеристик сталей по сравнению с исходным крупнозернистым (КЗ) состоянием Прирост прочности в ферритной и аустенитной стали после ИПД(1) и отжига (СМК зеренная структура) примерно одинаков - около 150%. Эффект субструктурного упрочнения в случае горячей деформации не превышает 30% В случае же формирования СМК фрагментов в МК зернах ферритной стали (ИПД (I) без отжига) и при использовании деформационного и обратного у-а'-у превращений №1Д(П) в аустенитных сталях, прирост прочности существенно выше (>200%) А в последнем случае значение удельной прочности Ов/р сравнимо с удельной прочностью титановых сплавов

Прочность аустенитной стали со структурой, сформированной при ДР (ИПД (I)), значительно уступает прочности стали после отжига из СМК состояния (ИПД (П)) при практически одинаковом размере МК зерен По-видимому, различный уровень прочности стали при одинаковом размере кристаллитов обусловлен различными механизмами упрочнения или их комбинацией, а также существенно зависит от предшествующей обработки.

Анализ вклада различных структурных составляющих в упрочнение сталей (фрагменты, субзерна, зерна) показывает возможность регулирования комплекса механических свойств нержавеющих сталей в широком диапазоне за счет комбинации СМК зерен, субзерен и фрагментов

Ранее экспериментально было обнаружено благоприятное влияние измельчения структуры и на коррозионные свойства1 Сопротивление общей коррозии у СМК сталей на порядок выше, чем у МК сталей, а межкристаллитная коррозия вообще не выявлена Такое необычное поведение СМК сталей, вероятно, обусловлено отсутствием в границах зерен крупных

1 Зарипова, Р Г Формирование мелкозернистой структуры и свойства нержавеющих сталей дис канд техн наук -Уфа, 1992 - 150с

карбидов, снижающих сопротивление коррозии Т о представлена перспектива создания в сталях широкого спектра свойств в зависимости от поставленных задач и условий эксплуатации изделия.

Табл. 3 Механические свойства нержавеющих сталей

Обработка />з ¿с Состояние (тип структуры)* «0,2 ОГв 5 8р V

мкм МПа %

13X25 Т ферршпная

Исходное состояние 20 - МК зеренная 310 560 7 100 21 15 65

ИПД (I) при 600°С 5 0,2 МК фрагментированная 950 1010 12900 7 -

иод© +ОГЖИГ 600°С 0,2 0,1 СМК зеренная 690 815 10500 20 11 48

10X17Н8М2-ВД аустенитная

Исходное состояние 50 - МК зеренная 345 700 9000 44 39 70

ИПД(1) + отжиг 600°С 0,2 0,1 СМК зеренная 890 1095 14000 27 26 21

ИОД (О + прокатка при 600°С 0,2 0,1 СМК фрагментированная 945 1190 15200 19 18 16

ИПДШ) 0,2 0,1 СМК зеренная 1900 2000 25600 5 - 34

12Х18Н10Т аустенитная

Исходное состояние 70 - МК зеренная 280 535 6 600 85 78 55

ТМО 900°С 4 0,3 МК зеренная 320 650 8300 49 69

ТМО 1000°С 24 0,6 МК субзеренная 440 675 8300 60

иод© +ОТЖИГ 900°С 3 - СМК->МК зеренная 480 790 9700 37 70

ИОД© +отяшг800°С 1,2 - СМК-> МК зеренная 820 980 12500 28 65

ИПД (II) 0,2 0,1 СМК зеренная 1380 1650 21000 9 4 49

* Превалирующая структурная составляющая

Обозначения- Оэ - размер зерен; ¿с - размер субзерен (фрагментов)

Для практического применения предлагаемых полуфабрикатов целесообразно изучить особенности их деформационного поведения для учета при разработке технологических процессов изготовления конкретных деталей

Проведено сравнительное исследование структурных изменений и их связи с механическим поведением при холодной деформации для СМК и КЗ состояний исследованных сталей Это позволило оценить технологические и эксплуатационные характеристики СМК материалов Деформируемость листовых заготовок косвенно оценили по эволюции геометрических размеров

образцов при механических испытаниях на растяжение

Установлено, что КЗ образец деформируется преимущественно путем уменьшения толщины, а СМК образец - путем уменьшения ширины

В СМК стали имеет место более ранняя локализация деформации по ширине образца Коэффициент нормальной анизотропии СМК стали И>1 и увеличивается в ходе деформации, а в КЗ стали составляет 0,4-0,5 вплоть до образования шейки Это указывает на более высокое сопротивление утонению СМК стали

-о- кз

СМК (ковка) СМК (прокатка)

СМК (а-у-о)

0 01 0 1 Истинная деформация, е

0 01

Истинная деформация е

Рис 5 Зависимости истинных напряжений от истинной деформации а-для стали 13Х25Т, б -для стали 10X17Н8М2-ВД

Исследование зависимостей истинного напряжения от истинной деформации (8-е) (рис. 5 ) показывает значительное превышение напряжений течения в СМК сталях по сравнению с КЗ В СМК сталях, полученных по схеме I подготовки структуры (рис 5 а-б), начальная стадия деформации характеризуется наличием протяженной области с минимальным коэффициентом деформационного упрочнения К, подобной деформации Людерса-Чернова Далее наблюдается деформационное упрочнение В образцах, полученных по схеме II, начальная стадия характеризуется сильным деформационным упрочнением (рис 5 б), затем наступает параболическая стадия упрочнения с последующим быстрым разрушением образца Следовательно, для СМК стали, полученной по схеме П, сложнее применять протяжку и волочение

Скорость релаксации напряжений в СМК сталях заметно выше, чем в КЗ Это косвенно указывает на устойчивость СМК сталей к циклическим нагрузкам и на

их высокие демпфирующие свойства.

Фра ктограф и чески е исследования установили вязкий характер излома в СМК сталях, и хрупко-вязкий - в КЗ сталях, что как бы противоречит значениям пластичности указанных состояний. Но меньшее площади маленьких ямок отрыва СМК сталей, обеспечивают более высокую скорость распространения трещины. Это согласуется с меньшими величинами равномерной деформации в СМК сталях, по сравнению с КЗ.

Изучение деформационного рельефа деформированных образцов показало (рис. 6), что в КЗ стали линии скольжения образуют грубый рельеф в пределах отдельных зерен (рис. 6.а). В то же время и СМК сталях уже на равней стадии образуются микрополосы шириной 2-3 мкм, ориентированные под углом 45" к оси растяжения, они пересекают образец от края до края (рис, 6.6),

Это наблюдение подтверждаете» микроструктуриыми исследованиями. В СМК сталях в области равномерной деформации одновременно выявлено два типа структуры (рис. 7,6); полосы равноосных и полосы вытянутых эереи. Плотность дислокаций высокая, однако, развитой ячеистой структуры не наблюдали. Дислокации преимуществе и но расположены я границах зерен, образуй «бачрому» (рис. 6.в). В КЗ сталях наблюдали удлинение зерен, в которых формируются плоские дислокационные скопления и ячейки (рис. 6.а).

а б

Рис. 6. Деформационный рельеф стати 13Х25Т после холодной деформации: а КЗ состояние, б - СМК состояние

Совместный анализ микроструктуры я деформационного рельефа позволяет предположить, что пластическое течение в СМК сталях на равномерной стадии осуществляется путем формирования полос деформации, охватывающих группы зерен ввиду увеличения вклада сдвиговой компоненты.

что является причиной уменьшения Продолжительности равномерной

деформации.

Рснтгеноструктурный анализ показал у шире! те рентгеновских линий, которое вероятно вызвано накопленными в ходе деформации значительными микрон апряжениям и.

а 3 в

Рис. 7, Микроструктура стали 12Х25Т после холодной деформаций (е^НУ1, Ерав^^бУо): а — КЗ-состояние, б, в - СМК состояние

Исследование эволюции кристаллографической текстуры показало, что до деформаций сталь в обоих состояниях имела острую аксиальную текстуру. После деформации &-12% в СМК стали наблюдается частичное размытие текстурного максимума, а в КЗ стали - расщепление текстурного максимума. ! 1осле деформации при комнат! той температуре плотность снижается дня обо и к структурных состояний, причем более существенно у СМК стали.

Глава 6. ИЗГОТОВЛЕНИЕ И ПРИМЕНЕНИЕ ПОЛУФАБРИКАТОВ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ С СМК СТРУКТУРОЙ

В этом разделе работы показана реальная возможность практического применения нержавеющих сталей 8 СМК состоянии. I Подготовленные методами ИПД полуфабрикаты с СМК структурой могут быть использованы для изготовления деталей крепежа, режущих инструментов, работающих а агрессивных средах. При этом накладываются ограничения гго температуре эксплуатации изделий, связанные с термической стабильностью су б микрокристаллической структуры: Тпд для феррит ной и Тжшл,<

0,52 Тг,л для аустенитной стали.

Предложенная технологическая схема бьша опробована на заготовках для изготовления лезвий скальпелей, применяемых в микрохирургии глаза Полуфабрикаты из нержавеющей аустенитной хроникельмолибденовой стали 10Х17Н8М2-ВД с СМК структурой проявили уникальный комплекс физико-механических свойств

В последней части диссертации сформулированы рекомендации по подготовке высокопрочных полуфабрикатов из нержавеющих сталей I В зависимости от условий эксплуатации и требуемых свойств изделий получать СМК структуру рекомендуется

> всесторонней ковкой в интервале температур 900-400°С (с отжигом или без)

> всесторонней ковкой в интервале температур 900-400°С (с отжигом или без) и последующей прокаткой (с отжигом или без)

> деформацией (ковкой или прокаткой) выше пороговых температур с последующей криогенной деформацией и отжигом (для аустенитных сталей)

П Из-за низкой пластичности и большой склонности к локализации деформации СМК состояний форма и размеры полуфабрикатов должны быть максимально приближены к окончательному изделию уже на стадии подготовки СМК структуры

^ для объемных изделий, заготовками к которым служат поковки, рекомендуется применять ИПД (I) с всесторонней ковкой ^ для плоских изделий (заготовка-лист) - ИПД (II) с криогенной прокаткой III Эксплуатация изделий из СМК нержавеющих сталей не должна происходить при температуре, превышающей температуру последнего этапа обработки (рис. 1 а-б), что обусловлено термической стабильностью СМК размера зерен

Из предложенных схем наиболее легко интегрировать в производственный технологический процесс формирование СМК структуры путем всесторонней ковки, т.к она не требует больших дополнительных затрат.

ВЫВОДЫ

1 Анализом механического поведения нержавеющих сталей при деформации в интервале температур 1000-300°С выявлены два температурных интервала, в которых значения энергии активации сильно различаются Установлено, что при температурах выше пороговой — 0,52 Три в аустенитной стали и при 0,4 Тпл в ферритной стали - формируется микрокристаллическая структура

При деформации ниже пороговых температур вследствие изменения механизма структурообразования формируется микроструктура смешанного типа, состоящая из зерен, субзерен и фрагментов размером 100-300 нм

2 В нержавеющих сталях эффективное измельчение зерна происходит при ИПД с поэтапным снижением температуры деформации в интервалах 800-300°С - для ферритной и 900-400°С - для аустенитных сталей с протеканием динамической рекристаллизации (ДР), динамической полигонизации (ДП), фрагментации На различных этапах деформационной обработки и/или при изменении ее схемы возможно образование СМК структуры с преобладанием фрагментированной или зеренной составляющей

3 Формирование СМК-структуры, независимо от метода ее получения и типа кристаллической решетки стали, сопровождается изменением физических параметров увеличением микродеформации решетки и снижением плотности стали, за счет существенного повышения плотности дефектов при накоплении деформации.

4 Термическая стабильность СМК структур не превышает температуру последнего этапа обработки для ферритной стали - 0,4 Тпл, Для аустенитной - 0,5 Тпл-

5 Нержавеющие стали с СМК структурой демонстрируют высокие прочностнгые характеристики при удовлетворительной пластичности Прирост прочности в сталях с СМК-структурой, полученной с использованием всесторонней ковки - 150%, криогенной деформации - 300400% При этом возможно регулирование механических свойств нержавеющих сталей в широком диапазоне за счет формирования структуры с преобладанием фрагментированной или зеренной составляющей

6 Установлено, что СМК нержавеющие стали ( деформация растяжением ТДеф=20°С, скорость деформации Ю-3 с!) показывают более высокие напряжения течения и скорости релаксации напряжений по сравнению с КЗ состоянием СМК сталям характерна более ранняя локализация пластического течения, о чем свидетельствует наличие протяженной стадии деформации Людерса с минимальным коэффициентом деформационного упрочнения Предположено, что пластическое течение в СМК стали на равномерной стадии осуществляется путем формирования полос деформации, охватывающих группы зерен

-207 Предложена схема изготовления высокопрочных полуфабрикатов из нержавеющих сталей путем создания в них СМК структуры

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ ОПУБЛИКОВАНО В СЛЕДУЮЩИХ РАБОТАХ

1 Zaripova, R G On the peculiarities of deformation behaviour submicrocrystalhne 25%Cr femtic steel / R G Zaripova, G A. Salishchcv, H Mc Queen, К G. Farkhutdmov, A A Zakirova // International Congress "Stainless Steels '96" Proceedings June 03-05, 1996 / Dusseldorf Neuss, 1996 -P 345-346

2 Salishchev, G A Submicrocrystalhne materials structure formation and properties / G A Salishchev, R G Zaripova, A A Zakirova, H Mc Queen // International Symposium "Hot Workability of Steels and Light Alloys-Composites" Proceedings Aug 24-28,1996 / Quebec, Canada, 1996 - P 217-223

3 Салищев, Г А, Особенности пластической деформации СМК ферритной стали 13Х25Т /ГА Салищев, Р Г Зарипова, А А Закирова, X Дж Мак Квин, Л А Сютина // Физика металлов и металловедение - 2000 - Т 89 -№3 - С 100-106

4 Салищев, Г А Повышение прочностных характеристик нержавеющих сталей интенсивной пластической деформацией /ГА Салищев, Р Г Зарипова, А А Закирова // Труды Международной научной конференции «Современное состояние теории и практики сверхпластичных материалов», 21-23 ноября 2000 г / Уфа Гилем,2000 - С 217-222

5 Салищев, Г А Формирование СМК структуры в нержавеющих сталях в ходе интенсивной пластической деформации и их механические свойства / Г А. Салищев, Р Г. Зарипова, А А Закирова // Сборник научных трудов V Всероссийской конференции «Физикохимия ультрадисперсных систем», 914 октября 2000 г / Екатеринбург, УрО РАН, 2001, - С 174-181

6 Салищев, Г А Структура и механические свойства нержавеющих сталей, подвергнутых интенсивной пластической деформации /ГА Салищев, Р Г Зарипова, А А. Закирова // Металловедение и термическая обработка металлов - 2006. - №2 (608) - С 27-32

Закирова Альбина Азалитовна

ДЕФОРМАЦИОННОЕ ПОВЕДЕНИЕ И СВОЙСТВА СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ 13Х25Т, 12Х18Н10ТИ 10Х17Н8М2-ВД

Специальность 05 02.01 - Материаловедение (Машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Подписано к печати 23 05 2007 Формат 60x84 1/16 Бумага офсетная Печать плоская Гарнитура Тайме Уел печ л 1,2 У сл. кр-отт 1,2 Уч-изд л 1,0. Тираж 100 экз Заказ № 254

ГОУВПО Уфимский государственный авиационный технический университет Центр оперативной полиграфии 450000, Уфа-центр, ул К Маркса, 12

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1.ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1. Нержавеющие стали

1.2. Упрочнение сталей

1.3. Мелкокристаллические структуры - новое направление совершенствования конструкционных материалов

Глава 2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ

2.1. Выбор сталей их состав и характеристики

2.2. Методики исследования

Глава 3. ФОРМИРОВАНИЕ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ

СТРУКТУРЫ В НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЯХ

3.1. Механическое поведение сталей при осадке и кручении

3.2. Термоактивационный анализ

3.3. Микроструктурные изменения в нержавеющих сталях в ходе деформации

3.4. Формирование СМК структуры в нержавеющих сталях при ИПД

Глава 4. ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ СМК СТАЛЕЙ

4.1. Эволюция параметров структуры сталей в процессе формирования СМК состояния

4.2. Изменение микротвердости нержавеющих сталей в процессе ИПД

4.3. Изменения текстуры и фазового состава сталей

4.4. Термическая стабильность СМК структуры в нержавеющих сталях

Глава 5. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И ОСОБЕННОСТИ ДЕФОР

МАЦИОННОГО ПОВЕДЕНИЯ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ

5.1. Механические свойства сталей

5.2. Деформационное поведение СМК нержавеющих сталей

5.3. Анализ деформационного поведения СМК нержавеющих сталей

Глава 6. ИЗГОТОВЛЕНИЕ И ПРИМЕНЕНИЕ ПОЛУФАБРИКАТОВ

НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ С СМК СТРУКТУРОЙ

6.1. Технологические схемы для изготовления полуфабрикатов

6.2. Выбор технологической схемы

6.3. Условия эксплуатации изделий из нержавеющих сталей с СМК структурой

6.4. Апробация рекомендаций 145 ВЫВОДЫ

Повышение прочностных и технологических характеристик конструкционных материалов - одно из основных направлений современного материаловедения. Все возрастающие требования к современной технике обуславливают необходимость применения материалов с высокими удельными характеристиками. Такие материалы позволяют снизить вес машин и механизмов и повысить их надежность в эксплуатации.

Решение этой задачи возможно двумя путями:

1 - создание новых материалов, например, металлических стекол, керамик, композитов, на основе высокопрочных волокон из бора или углерода, порошковых материалов и т.д. [1,2];

2 - разработка методов обработки промышленных сталей и сплавов [3, 4], придающих им требуемый комплекс свойств.

Как известно, первый путь создания новых материалов, включающий разработку, производство и сертификацию, требует значительных материальных затрат. Кроме того, на этом пути иногда возникают новые принципиальные трудности. Так создание высокодемпфирующих материалов путем корректировки состава сплавов или использования сплавов с магнитомеханическим рассеянием энергии часто сопровождается нежелательным снижением их прочностных свойств или других физических характеристик, например, электропроводности.

Второй путь основан на использовании традиционного, уже имеющегося на производстве, оборудования и не требует кардинальной переподготовки специалистов и перестройки производства. Поэтому, создание для серийно производимых сплавов новых специальных методов технологической обработки представляется наиболее предпочтительным.

Учеными давно отмечена корреляция свойств материала с его структурой. Именно поэтому большинство работ сегодня посвящено созданию в материалах регламентированной структуры, обеспечивающей необходимый комплекс физико-механических свойств. Создание ультрамелкозернистой (УМЗ, D3 <10 мкм) структуры в металлах и сплавах оказалось одним из эффективных путей решения задачи повышения служебных характеристик конструкционных материалов [5, 6].

Получение субмикрокристаллических (СМК, 0,1< D3 <1 мкм) и нанокристаллических (НК, D3 <0,1 мкм) размеров зерен влечет за собой не только изменение прочностных, но и традиционно структурно-нечувствительных характеристик. Повышение прочности в ультрамелкозернистых материалах не вызывает потери вязкости разрушения [6, 7]. Однако имеет место неоднозначное влияние измельчения зерна на пластичность. В настоящее время имеются доказательства того, что УМЗ металлы могут проявлять чрезвычайно высокий уровень прочности при криогенных температурах и очень низкие напряжения течения при температурах, близких к температуре плавления. Интерес исследователей к таким материалам обусловлен их уникальностью, проявляющейся в том, что в них наблюдается низкотемпературная сверхпластичность и меняются фундаментальные, структурно-нечувствительные свойства - упругие модули Юнга и сдвига, температуры Кюри и Дебая, удельная теплоемкость и другие [8, 9]. Необычное механическое поведение материалов с УМЗ структурой, дает основание предполагать и изменения механизмов деформации в них [6].

Необычное сочетание свойств УМЗ материалов обусловлено спецификой их структуры, которая заключается прежде всего в резком увеличении объемной доли границ раздела и в значительно большой (десятки процентов) доле приповерхностных атомов [10, 11, 12]. Эти физические причины оказывают влияние как на решеточную, так и электронную подсистемы [13, 14, 15]. В результате атомная структура таких сверхмалых зерен по целому ряду параметров отличается от структуры обычных (крупнозернистых) материалов.

К настоящему времени разработано множество методов получения УМЗ материалов. Большинство из них включает компактирование ультрадисперсных порошков, получаемых разными способами. Другие представляют собой металлургические процессы неравновесной кристаллизации материалов из расплава, основанные на варьировании ее температурно-скоростных условий. Эти методы явились основой многочисленных исследований структуры и свойств УМЗ материалов. Проблемы развития этих способов заключаются в сохранении остаточной пористости при компактировании, загрязнением порошков при их подготовке или консолидации, увеличением геометрических размеров образцов и практическим использованием данных методов.

Многие из перечисленных проблем можно избежать при использовании методов интенсивной пластической деформации (ИПД) [16, 9], позволяющих достичь очень большие деформации при относительно низких температурах в условиях высоких приложенных давлений [16]. Для реализации этих принципов применяют специальные схемы механического деформирования: интенсивное кручение под высоким давлением, равноканальное угловое (РКУ) прессование [16], всестороннюю ковку [17]. Из всех перечисленных методов получения УМЗ материалов только последние две схемы ИПД позволяют получать достаточно объемные заготовки, что открывает широкие перспективы не только полноценных комплексных исследований получаемых материалов, но и использования новых материалов с уникальным комплексом физико-механических свойств.

Таким образом, создание в металлах и сплавах УМЗ (ультрамелкозернистых) структур представляется наиболее эффективным путем их упрочнения. Особенно перспективен этот метод для термонеупрочняемых материалов, в частности, хромистых и хромоникелевых нержавеющих сталей с матричной структурой. Несмотря на то, что они широко применяются в различных отраслях машиностроения ввиду их высокой коррозионной стойкости и жаростойкости, использование их в высоконагруженных конструкциях ограничено невысоким уровнем прочностных свойств. Традиционно принято повышать прочность этих материалов за счет создания в них полигонизованной структуры путем термомеханической обработки [18, 19, 20, 21]. Но эффект в этом случае не превышает 30%. Измельчение зерен может оказаться более эффективным способом упрочнения этих материалов, так как именно на этом пути справедливо ожидать создание сталей с улучшенным комплексом физических и механических свойств [6, 9, 22]. Тем более, что ранее опубликованные работы свидетельствуют о том, что коррозионные свойства нержавеющих сталей улучшаются с формированием УМЗ структур.

Несмотря на большое количество опубликованных работ, посвященных УМЗ состояниям чистых металлов и сплавов цветных металлов, в литературе отсутствуют систематические данные по формированию УМЗ структур в нержавеющих сталях. Исследование формирования УМЗ структур и свойств в этих сталях при ИПД и изучение их деформационного поведения позволило бы значительно расширить область их применения. Поэтому исследования в этом направлении являются актуальными.

В связи с вышеизложенными положениями целью настоящей - работы явилась разработка рекомендаций по изготовлению полуфабрикатов нержавеющих сталей с СМК структурой на основе систематического изучения их строения, механических свойств и деформационного поведения.

В работе получен ряд новых научных и практических результатов.

Теоретическая значимость (научная новизна) представленной диссертации заключается в следующем:

1. Термоактивационным анализом и экспериментально установлено наличие "пороговых" температур, при которых происходит смена механизмов структурообразования при деформации. Выше пороговых температур основным механизмом структурообразования в ферритной стали является непрерывная динамическая рекристаллизация (ДР) и возврат, в аустенитной - прерывистая ДР; а ниже пороговых температур механизм структурообразования не зависит от типа кристаллической решетки: в обеих сталях имеет место фрагментация.

2. Показано, что независимо от того, каким из использованных в работе методов получали СМК структуру, происходит увеличение микродеформации решетки сталей за счет накопления дефектов кристаллической решетки.

-83. Установлено, что граница термической стабильности СМК структур не превышает температуру последнего этапа обработки: для ферритной стали - 0,4 Тшь для аустенитной - 0,5 ТПл

4. Показана возможность регулирования комплекса механических свойств нержавеющих сталей в широком диапазоне за счет комбинации структурных составляющих.

5. Впервые исследованы особенности деформационного поведения СМК нержавеющих сталей при комнатной температуре. Сделано предположение, что в СМК сталях деформация реализуется путем формирования полос деформации, охватывающих группы зерен.

Прикладная (практическая) значимость состоит в том, что:

1. Разработана технологическая схема получения СМК структуры в нержавеющих сталях методом ИПД (интенсивной пластической деформации) при поэтапном снижении температуры.

2. Показана перспектива варьирования свойств нержавеющих сталей в широком диапазоне в зависимости от условий эксплуатации изделий.

3. Представлена возможность прогнозирования границ применимости СМК нержавеющих сталей на основании данных их термической стабильности и особенностей пластической деформации.

4. Разработаны рекомендации по изготовлению высокопрочных полуфабрикатов (например, для режущих инструментов и деталей крепежа), работающих в агрессивных средах.

По итогам выполненной работы на защиту выносятся следующие результаты:

1. Экспериментальные данные, подтверждающие существование "пороговых" температур, при которых в нержавеющих сталях происходит смена механизма структурообразования.

-92. Закономерности формирования СМК структур в нержавеющих сталях с различными кристаллическими решетками при ИПД в интервале температур 900-400°С.

3. Данные, указывающие на возможность регулирования комплекса механических свойств нержавеющих сталей за счет комбинации структурных составляющих.

4. Анализ особенностей деформационного поведения СМК сталей.

Структурные этапы изложения диссертационной работы представлены в виде 6 глав.

Первая глава посвящена обзору литературы. В круг рассматриваемых вопросов вошли классификация, недостатки и преимущества различных методов измельчения зерен материалов. Подробно описаны методы интенсивной пластической деформации (ИПД). Рассмотрены процессы, приводящие к измельчению зерен, такие как статическая и динамическая рекристаллизация, фазовые превращения, деформационное мартенситное превращение в сталях. Проанализирована зависимость параметров формирующейся структуры от режимов термообработки при статической и динамической рекристаллизации. Описано влияние размера зерен на физико-механические и технологические свойства материалов. Сделан обзор публикаций, посвященных деформационному поведению металлических материалов с измельченной структурой.

На основании анализа литературных данных определена цель и сформулированы частные задачи работы в рамках темы диссертации, обоснован выбор материала.

Во второй главе представлены материал и методики исследования. В качестве объекта настоящего исследования использовались промышленные нержавеющие стали: 13Х25Т- ферритного класса с ОЦК-решеткой и 12Х18Н10Т и 10Х17Н8М2-ВД - аустенитного класса с ГЦК-решеткой стандартных химических составов. Субмикрокристаллические состояния указанных сталей в настоящей работе были сформированы методом интенсивной пластической деформации (ИПД) по двум схемам:

- ИПД, включающая в себя всестороннюю ковку в интервале температур и последующую теплую прокатку;

- ИПД с использованием криогенной деформации (для аустенитных сталей).

В представленных в работе исследованиях использованы методы структурного анализа, такие как оптическая, растровая и электронная микроскопии, рентгеноструктурный анализ; а так же методы измерения микротвердости и плотности. Механические испытания в широком интервале теплых и горячих температур, а так же при комнатной температуре проводились по стандартным методикам.

Таким образом, объектом в представленной к защите диссертационной работе служили промышленные, широко используемые в настоящее время нержавеющие стали аустенитного и ферритного классов. А предметом исследования явились их деформационное поведение и свойства в субмикрокристаллическом состоянии.

Сначала необходимо было получить заготовки исследуемых сталей с указанной регламентированной структурой. Температурно-деформационные условия получения СМК структуры были определены путем исследования механического поведения сталей в широком температурном интервале при различных схемах нагружения. Формированию СМК структуры в нержавеющих сталях посвящена третья глава. Здесь же предложена и реализована схема ИПД с использованием всесторонней ковки с последующей прокаткой, рассмотрена эволюция микроструктуры сталей в процессе ИПД. Производится сопоставление аналогичных результатов реализации ранее предложенного для аустенитных сталей метода ИПД с применением криогенной деформации, сопровождающегося протеканием деформационного мартенситного у-а' и обратного а-у превращения.

В четвертой главе представлены особенности структуры нержавеющих сталей в СМК состоянии. Рассматривается эволюция некоторых параметров структуры при формировании СМК зерен. Произведен сравнительный анализ показателей СМК и КЗ состояний. Изучена термическая стабильность СМК структуры исследованных сталей.

В пятой главе рассматриваются свойства и деформационное поведение нержавеющих сталей с субмикрокристаллической структурой. Определены их механические характеристики, показана возможность регулирования комплекса механических свойств нержавеющих сталей в широком диапазоне за счет комбинации СМК зерен, субзерен и фрагментов. На основе комплексного анализа деформационного поведения (деформационных кривых, микроструктуры, кристаллографической текстуры и деформационного рельефа) выявлены особенности пластического течения СМК нержавеющих сталей.

Заключительная, шестая глава посвящена практическому использованию субмикрокристаллических нержавеющих сталей. На основании результатов, представленных в предыдущих экспериментальных главах, разработаны рекомендации по изготовлению и применению полуфабрикатов нержавеющих сталей с СМК структурой и эксплуатации готовых изделий из них.

выводы

1. Анализом механического поведения нержавеющих сталей при деформации в интервале температур 1000-300°С выявлены два температурных интервала, в которых значения энергии активации сильно различаются. Установлено, что при температурах выше пороговой - 0,52 ТПл в аустенитной стали и при 0,4 Тпл в ферритной стали - формируется микрокристаллическая структура. При деформации ниже пороговых температур вследствие изменения механизма структурообразования формируется микроструктура смешанного типа, состоящая из зерен, субзерен и фрагментов размером 100-300 нм.

2. В нержавеющих сталях эффективное измельчение зерна происходит при ИПД с поэтапным снижением температуры деформации в интервалах: 800-300°С -для ферритной и 900-400°С - для аустенитных сталей с протеканием динамической рекристаллизации (ДР), динамической полигонизации (ДП), фрагментации. На различных этапах деформационной обработки и/или при изменении ее схемы возможно образование СМК структуры с преобладанием фрагментированной или зеренной составляющей.

3. Формирование СМК-структуры, независимо от метода ее получения и типа кристаллической решетки стали, сопровождается изменением физических параметров: увеличением микродеформации решетки и снижением плотности стали, за счет существенного повышения плотности дефектов при накоплении деформации.

4. Термическая стабильность СМК структур не превышает температуру последнего этапа обработки: для ферритной стали - 0,4 ТПл, для аустенитной -0,5 Тпл.

5. Нержавеющие стали с СМК структурой демонстрируют высокие прочностнгые характеристики при удовлетворительной пластичности. Прирост прочности в сталях с СМК-структурой, полученной с использованием всесторонней ковки - 150%, криогенной деформации - 300-400%. При этом возможно регулирование механических свойств нержавеющих сталей в широком диапазоне за счет формирования структуры с преобладанием фрагментированной или зеренной составляющей.

6. Установлено, что СМК нержавеющие стали (деформация растяжением Тдеф=20°С, скорость деформации 10~3 с-1) показывают более высокие напряжения течения и скорости релаксации напряжений по сравнению с КЗ состоянием. СМК сталям характерна более ранняя локализация пластического течения, о чем свидетельствует наличие протяженной стадии деформации Людерса с минимальным коэффициентом деформационного упрочнения. Предположено, что пластическое течение в СМК стали на равномерной стадии осуществляется путем формирования полос деформации, охватывающих группы зерен.

7. Предложена схема изготовления высокопрочных полуфабрикатов из нержавеющих сталей путем создания в них СМК структуры.

1. Фистуль В.И. Новые материалы (состояние, проблемы и перспективы):

2. Учебное пособие для вузов.- М.: МИСИС, 1995. 142 с.

3. Уайтэтт С., Дью-Хьюз Д. Металлы, керамики, полимеры. М.: Атомиздат,1979.-578 с.

4. Гольдштейн М.И. Специальные стали. М.: МИСИС, 1999. - 294 с.

5. Манохин А.И., Масленков С.Б. Современные тенденции развития легированных сталей // Изв. АН СССР, сер. Металлы. -1981. №3. - С. 1922.

6. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М.:1. Металлургия, 1987.-214 с.

7. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученныеинтенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000. - 272 с.

8. Сверхмелкое зерно в металлах. Пер. с англ. М.: Металлургия, 1973. - 384 с.

9. Gleiter Н., Nanostructured Materials: state of art and perspectives // Nanostructured

10. Materials. 1995. - vol. 6. - P. 3-14.

11. Валиев P.3., Корзников A.B., Мулюков P.P. Структура и свойства металлических материалов с субмикрокристаллической структурой // ФММ. 1992. -№ 6. - С. 70-86.

12. Андриевский Р.А. Наноматериалы: концепция и современные проблемы // Журнал Российского химического общества им. Д.И.Менделеева. 2002. - Т. XLVI. - №5. - С. 50-56.

13. И. Алферов Ж.И., Копьев П.С., Сурис Р.А. и др. Наноматериалы и нанотехнологии // Нано- и микросистемная техника. 2003. -№8. - С. 3-13.

14. Gleiter Н. Nanostructured Materials: state of art and perspectives: basic concepts and microstructure // Acta Materialia. 2000. - Vol 48. - P. 1-29.

15. Birringer R, Gleiter H. Encyclopedia of materials science and engineering. Ed.Cahn

16. P.V. Oxford: Pergamon Press, 1988. - Vol. 1. - 339 p.

17. Mulyukov Kh.Ya., Valiev R.Z., Korznikova G.F., Stolyarov V.V. The amorphous

18. Fe83Ndl3B4 alloy crystallization Kinetics and high coercivity state formation // Phys. Stat. Sol.(a).-1989.-Vol. 112.-P. 137-143.

19. Колмаков А.Г., Алымов М.И. Особенности свойств наноматериалов иосновные направления их использования // Перспективные материалы. -2006.-№5.-С. 5-13.

20. Valiev R. Z. Ultrafme-grained materials prepared by sever plastic deformation //

21. Anneales de Chimie. Science des Materiaux. 1996. - Vol. 21. - P. 369.

22. Жеребцов C.B., Галеев, P.M. Валиахметов O.P., Малышева С.П., Салищев Г.А., Мышляев М.М. Формирование субмикрокристаллической структуры в титановых сплавах интенсивной пластической деформацией и их механические свойства // КШП. 1999. - № 7. - С. 17-22.

23. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский Д.П. Деформационное упрочнениеи развитие дислокационной структуры в поликристаллических ОЦК металлах // Металлофизика. 1986. - Т. 8. - №2. - С. 89-97.

24. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Механико-термическая обработкаи субструктурное упрочнение тугоплавких металлов // Респ. Конф. «Механикотермическая обработка и субструктурное упрочнение металлов». -Киев.-1981.-С. 25-32.

25. Hirth J. P. The influence of grain boundaries on mechanical properties // Metallurgical Transactions. 1972 - V. 3. -№6. - P. 12-17.

26. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей / M.JI. Бернштейн и др.. -М.: Металлургия, 1989. 544 с.

27. Зарипова Р.Г., Фархутдинов К.Г., Синицына Е.Е. Высокопрочное состояние икоррозионные свойства стали 12Х18Н10Т // Металлофизика. 1991. - Т. 13, № 9 , С. 59-67.

28. Банных О.А., Александрова Н.Н. Машиностроение. Энциклопедия. Стали. Чугуны. Т. II. М.: Машиностроение, 2000. - 784 с.

29. Советский энциклопедический словарь. -М.: Советская энциклопедия, 1988.1600 с.

30. Погодина-Алексеева Г.И., Геллера Ю.А.Справочник по машиностроительнымматериалам. Т. 1. Сталь. М.: Машиностроение, 1959. - 907 с.

31. Гольдштейн М.И., Грачёв С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали. М.: Металлургия, 1985.-345 с.

32. Справочник нержавеющего металлопроката электронный ресурс. М.: © СтальПРО. режим доступа: http://www.steel-pro.ru/?page=directory&id=4. -Загл. с экрана.

33. Масленков С.Б., Масленкова Е.А. Коррозионно-стойкие стали России, США,

34. Германии, Японии и других стран. Часть I. Общие сведения о коррозионно-стойких сталях // Материаловедение. 1998. - №4. - С. 24-29.

35. Марочник сталей и сплавов/В.Г.Сорокин, А.В. Волосникова, С.А. Вяткин и др.; Под. Общ. Ред. В.Г.Сорокина. М.: Машиностроение, 1989. - 640 с.

36. Венецкий С.И. Загадки и тайны мира металлов: Научно-популярное издание.1. М: МИСИС, 1999.-376 с.

37. Гуревич Ю.Г. Классификация булата по макро- и микроструктуре // Металловедение и термообработка металлов. 2007. - №2. - С. 3-7.

38. Романив А.Г. Вязкость разрушения конструкционных сталей. М: Металлургия, 1979. - 176 с.

39. Котрелл А.Х. Дислокации и пластическое течение в кристаллах. М.: Металлургиздат, 1958. - 269 с.

40. Шмид Е., Боас В. Пластичность кристаллов, в особенности металлических.1. М.: Гонти, 1938.-269 с.

41. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. - 312 с.

42. Бернштейн М.Л., Займовский В.А. Механические свойства металлов. М.: Металлургия, 1979. - 496 с.

43. Тушинский Л.И. Теория и технология упрочнения металлических сплавов

44. Новосибирск: Наука. Сиб. Отделение, 1990. 306 с.

45. Золоторевский B.C. Механические свойства металлов М.: Металлургия, 1983.-351 с.

46. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. - 312 с.

47. Маклинток Ф., Аргон А. Деформация и разрушение металлов. М.: Мир,1970.-403 с.

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

49. Полухин П.И. Горелик С.С. Воронцов В.К. Физические основы пластическойдеформации. М: Металлургия, 1982. - 584 с.

50. Мак-Лин Д. Механические свойства металлов. -М.: Металлургия, 1965. -430 с.

51. Физика прочности и пластичности/ Пер. с англ. -М.: Металлургия, 1972. 302 с.

52. Лившиц Б.Г. Металлография. М.: Металлургия, 1990. - 236 с.

53. Anderson Е., D.LaW.W.King, Spreadborough J. The relationship between lower yield stress and grain size in armko iron // Transactions of the metallurgical society of AIME. 1968. - Vol. 242. - P. 115-119.

54. Morrison W.B. The effect of grain size on the stress-strain relationship in lowcarbon steel // Transactions of the ASM. 1966. - Vol.59. - P. 824-844.

55. Hall E.O. The deformation and ageing of mild steel // Proc. Phys. Soc. London B.1951. Vol. 64. - № 9. - P. 747-753.

56. Petch N.J. The cleavage strength of polycrystals // J. Iron and Steel Inst. 1953.1. Vol. 174. -№ 1.-P. 25-28.

57. Мак Лин Д. Границы зерен в металлах. М.: Металлургия, 1960. - 347 с.

58. Трефилов В.И. Мильман Ю.В. Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких металлов. Киев: Наукова Думка, 1975. - 315 с.

59. Kwiecinski J., Wyrzykowski J.W. The effect of recovery annealing after small plastic deformation on the yield strength of polycrystalline aluminium // Acta metal 1. Mater. -1993. Vol.11, № 11. - P. 3089-3095.

60. Lasalmoni A., Strydel J.L. The effect of grain size on the mechanical properties ofsome materials // J.Mater.Sci. 1986, Vol 21. -№ 6. - P. 1837.

61. Valiev R. Z., Gertsman V.Yu. and Kaibyshev O.A. On the Nature of Boundary Structure Recovery //Phys. Stat. Sol. (a). 1980,- Vol.61. -№ 2. - P. K95-K99.

62. Grabski M. W., Valiev R.Z., Wyrzykowski J.W. and Lojkowski W. Yield Stress Dependence on the Spreading of the Extrinsic Grain Boundary Dislocations and the Non-Equilibrium of Grain Boundaries// Res Mechanica Letters. 1981. -Vol.1.-№ 11.-P. 489^97.

63. Валиев Р.З. Владимиров В.И., Герцман В.Ю., Назаров А.А., Романов А.Е. Поля напряжений равновесных и неравновесных границ зерен // Препринт ФТИ № 1327. Л: ФТИ - 1989. - 22 с.

64. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М.: Металлургия, 1982. - 182 с.

65. Херцберг Р.В. Деформация и механика разрушения конструкционных материалов/ Пер. с англ. М.: Металлургия, 1989. - 576 с.

66. Солнцев Ю.П. Металловедение и технология металлов: учебник для вузов /

67. Ю.П. Солнцев, В.А. Веселов, В.П. Демянцевич и др. М.: Металлургия, 1988.-512 с.

68. Конструкционные материалы : в 3 т. Т.2. Коррозия подшипниковые материалы / А.Т. Туманов и др.. М.: Советская энциклопедия, 1964. - 408 с.

69. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. Изд.4-е. М.: Металлургия, 1986. - 480 с.

70. Сагарадзе В.В., Уваров А.И. Упрочнение аустенитных сталей. М.: Наука, 1989.270 с.

71. Зарипова Р.Г., Фархутдинов К.Г., Синицына Е.Е., Мулюков Х.Я. Структура имагнитные свойства аустенитной стали 12Х18Н10Т в результате у-а-у превращений// Металлофизика.- 1991.-Т. 13.-№ 1.-С. 51-58.

72. Кайбышев О. А. Сверхпластичность промышленных сплавов. М.: Металлургия, 1984. - 264 с.

73. Новиков И.И. Портной В.К. Сверхпластичность сплавов с ультрамелким зерном. М.: Металлургия, 1984. - 264 с.

74. Birrenger R. and Gleiter Н. Nanocrystalline materials // Encyclopedia of Materials

75. Science and Engineering ed. R.W.Cahn, Pergamon Press. 1988. - Vol.1 (Suppl.). -P. 339-349.

76. Froes F.H. and Suryanarayna. Nanocrystalline Metals for Structural Applications //

77. JOM. 1989. - № 6. - P. 12-17.

78. Siegel R.W. Nanophase materials. Encyclopedia of Appl. Phys. VCH Publishers,1994.-Vol. 11.-P. 173-200.

79. МешковЮ.А., Сердитова Т.Н. Разрушение деформированной стали. Киев.:

80. Наукова Думка, 1989. 576 с.

81. Гудремон Э. Специальные стали. В 2-х т. (Пер.с нем.) Т.1. М.: Металлургия,1966.-736 с.

82. Новиков И.И., Портной В.К. Способы получения ультрамелкого зерна в сплавах на разной основе // В сб.: «Термическая обработка и физика металлов» Свердловск. 1984. - №9. - С. 31-35.

83. Wurschum R., Greiner W., Valtev R.Z., Rapp M., Sigle W., Schneeweiss O. and

84. Schaefev H.E. Int erfacial Free Volumes in Ultra-Fine Grained Metals of Amorphous Alloys // Scr.Met.et Mater. 1991. - P. 456-564.

85. Морохов И.Д., Трусов Л.И., Лаповок В.И. Физические явления в ультрадисперсных средах. М.: Наука, 1984. - С. 320

86. Морохов И.Д., Трусов Л.И., Чижик С.П. Ультрадисперсные металлические среды. М.: Атомиздат, 1977. - 264 с.

87. Котов Ю.А., Яворский Н.А. Исследование частиц, образующихся при электрическом взрыве проводников // Физика и химия обработки материалов. 1978. - №4. - С. 24.

88. Kaibyshev О., Kaibyshev R., Salishchev G. Formation of submicrocrystalline structure in materials during dynamic recrystallization // Mater. Sci. Forum 1993. -Vol. 113-115.-P. 423-428.

89. Valiev R.Z., Krasilnikov N.A. and Tsenev N.K. Plastic deformation of alloys withsubmicron-grained structure // Mater. Sci. and Eng. 1991. - A137. - P. 35-40.

90. Shhultz L., Hellstern E. Glass formation by mechanical alloying/ in Science and Technology of Rapidly Quenched Alloys, ed. by M.Tenhover, L.E.Tanner, W.L. Jonson // Materials Science Society. 1987. - Vol. 24. - P. 145-150.

91. Gleiter H. Structure and properties of nanometer-sized materials // Phase Trans.1990.-Vol. 24-26.-P. 15-34.

92. Конева Н.А. Козлов Э.Ф. Физическая природа стадийности пластической деформации // Изв. ВУЗов. Физика. 1990. - №2. - С. 89-106.

93. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.:1. Металлургия, 1986. 224 с.

94. Структурные уровни деформации твердых тел. Новосибирск: Наука, 1985.230 с.

95. Копылов В.И., Резников В.И. Механика пластической деформации металловпростым сдвигом. Минск: Навука i тэхнжа, 1989. - 42 с.

96. Сегал В.М., Резников В.И., Дробышевский Ф.Е., Копылов В.И., Пластическаяобработка металлов простым сдвигом // Изв. АН СССР. Металлы. 1981. - Т. 1.-С. 115-123.

97. Korbel A., Richert М. Shear bands and texture evolution in polycrystalline iron // In:

98. Strength of Materials: Proc. Of the 10th Int. Conf. (ICSMA 10) /Eds. Oikawa H., e.a. The Japan Inst, of Metals. Sendai, Japan. 1994. - P. 271-274.

99. Теплов B.A., Пилюгин В.П., Талуц Г.Г. Образование диссипативной структуры и фазовые переходы в сплавах железа при сдвиге // Металлы. -1992.-№2.-С. 109-115.

100. Тупица Д.И., Шабашов В.А., Голиков А.И. Исследование "in situ" под давлением фазовых превращений железоникелевых сплавов // ФММ. 1991.- № 4. С. 128-132.

101. Смирнова Н.А., Левит В.И., Пилюгин В.П. и др. Особенности низкотемпературной рекристаллизации никеля и меди // ФММ. 1986. - Т. 62. - Вып. 3.-С. 566-570.

102. Valiev R.Z., Ivanisenko Yu. V., Rauch E.F., Baudelet В. Structure and deformationbehaviour of armco iron subjected to severe plastic deformation.// Acta Materialia.- 1996. V. 44. - № 12. - P. 4705-4712.

103. Сегал B.M., Резников В.И., Копылов В.И., Павлик Д.А., Малышев В.Ф. Процессы пластического структурообразования металлов. Минск: Навука i тэхнжа, 1994. - 125 с.

104. Сегал В.М., Резников В.И., Дробышевский А.Е., Копылов В.И. Пластическаяобработка металлов простым сдвигом // Известия АН СССР. Металлы. -1981.-№1.-С. 115-123.

105. Thomas G.J., Siegel R.W., Eastman J.A. Grain boundaries in nanophase palladium:high resolution electron microscopy and image simulation // Scripta Metal. Mater. 1990.-Vol.24.-P. 201-206.

106. Trudeau M.L., Schulz R. High resolition electron microscopy study of Ni-Mo nanocrystals prepared by high-energy mechanical alloying // Mater. Sci. and Eng. -1991.-A134.-P. 1361-1367.

107. Straub W.M., Gessmann Т., Sigle W. High-resolution Transmission electron microscopy study of nanostructured metals // Nanostructured Materials. 1995. -Vol. 6.-P. 3-14.

108. Gleiter H. Nanostructured Materials: state of art and perspectives // Nanostructured

109. Materials. 1995. - Vol. 6. - P. 3-14.

110. Languillaume J., Chmelik F., Kapelski G. et. al. Microstructures and hardness of ultrafine-grained Ni3Al // Acta Metal. Mater. 1993. - Vol. 41. -№ 10. - P. 29532962.

111. Мусалимов Р.Ш., Валиев Р.З. Дилатометрические исследования алюминиевогосплава с субмикрозернистой структурой // ФММ. 1992. -№ 9. - С. 95-100.

112. Valiev R.Z. Structure and mechanical properties of ultrufme-grained materials // Material Sci. and Eng. 1997. - A 234-237. - P. 59-66.

113. Gertsman V.Yu., Birrindger R., Valiev R.Z., Gleiter H. On the structure and strength of ultrafine-grained copper produced by severe plastic deformation // Scripta Metal. Mater. 1993. -№ 30. -P. 1100-1106.

114. Валиев P.3., Мусалимов Р.Ш. Электронная микроскопия высокого разрешения нанокристаллических материалов // ФММ. 1994. - Т.78. - Вып. 6.-С. 114-121.

115. Rollet A.D., Kocks U.F. In: // Solid State Phenomena.Dislocations 93 / Ed. J.Rabier, A.George, Y.Brechet, K.Kubin. Scites Publications, Switzeland. 1994. -Vol. 1.-P. 35-36.

116. Valiev R.Z., Mulyukov R.R, Ovchinnikov V.V., Shabashov V.A. Mossbauer analysis of submicrometer grained iron // Scripta Metal. Mater. 1991. - Vol. 25. -P. 2717-2722.

117. Mulyukov Kh.Ya., Khafizov S.B., Valiev R.Z. Grain Boundaries and Saturatin Magnetization in Submicron Grained Nickel // Phis. Stat. Sol. 1992. - Vol 133. -P. 447.

118. Nazarov A.A., Romanov A.E., Valiev R.Z. On the structure, stress fields and energy of non-equilibrium grain boundaries // Acta Metal. Mater. 1993. -Vol. 41.-P. 1033.

119. Valiev R.Z. Approach to nanostructured solids through the studies of submicron grained polycrystals// Nanostructured Materials. 1995. - Vol. 6. -P. 73-82.

120. Валиев P.3., Кайбышев O.A. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия. - 1987. - 214 с.

121. Valiev R.Z., Mulyukov R.R., Mulyukov Kh.Ya. et. al. Temperature Curie and magnetization saturation of submicro-grained copper // J. Techn. Phys. Lett. -1989.-Vol. 15.-P.78.

122. Achmadeev N.A., Kobelev N.P., Mulyukov R.R et. al. Elastic properties of submicro-grained copper // Acta Metal. Mater. 1993. - Vol. 41. - P. 1041.

123. Гольдштейн M. И., Литвинов B.C. Бронфин Б. M. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия. - 1986. - 312 с.

124. Niemen G.V., Weertman J.R., Siegel R.V. XRD and XREM studies of nanocrystalline Cu and Pd // Mat. Res. Soc. Proc. 1991. - Vol 206. -P. 493-498.

125. Трефилов В.И., Фирстов С.А., Люфт А., Шляубитц К. Эволюция дислокационной структуры в ОЦК металлах. Проблемы физики твердого тела и материаловедения. - М: Наука. - 1976. - С. 97-112.

126. Weertman J.R., Sanders P.G. Plastic deformation of nanocrystalline metals // Solid State Phenomena. 1994. - Vol. 35-36. -P. 249-262.

127. Nabarro F.R.N. The coefficient of work hardening in stage IV. // Scripta Metal. Mater. 1994. - vol. 30. - № 8. - P. 1085-1087.

128. Валиев P.3., Кайбышев О.А., Кузнецов Р.И. и др. Низкотемпературная сверхпластичность металлических материалов // ДАН СССР. 1988. - Т. 301. -№4. -С. 864-866.

129. Markushev M.V., Bampton С.С., Murashkin M.V., Hardwiek D.A. Structure and properties of ultrafine-grained aluminium alloys, produced by severe plastic deformation//Material Sci. and Eng. 1997.-A 234-237.-P. 927-931.

130. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали. -M.: Металлургия, 1967. С. 124-264.

131. Пуарье Ж.П. Высокотемпературная сверхпластичность кристаллических тел. Пер.с франц.). М: Металлургия, 1982. - 272 с.

132. Акшенцева А.П. Металлография коррозионностойких сталей и сплавов: Справочник . М.: Металлургия, 1991. - 288 с.

133. Румшинский Л.З. Математическая обработка результатов эксперимента. -М.: Наука. 1971.-192 с.

134. Горелик С.С., Скаков Ю.А. Расторгуев Л.Н. Рентгеноструктурный и электронно-оптический анализ: Учеб. пособие для вузов.-3-е изд. доп. и перераб. М: МИСИС. - 1994, - 328 с.

135. Maki Т., Okagishi S., Tamura I. Dynamic recrystallization in ferritic stainless steel // Strength Metals and Alloys (ICSMA 6): Proc. 6th Int. Conf., Melbourne, 16-20 Aug. 1982, Vol.2 / Oxford e.a. 1983. -P.529-534.

136. А.Беляков, Р.Кайбышев. Структурные изменения во время деформации ферритной нержавеющей стали при 0,5ТПЛ // ФММ. 1993. - Т.76. - №2. -С. 64-71.

137. Sakai Т., Jonas J.J. Dynamic recrystallization: mechanical and microstructural considerations // Acta Met. 1984. - Vol.32. -№2. - P. 189-209.

138. Зарипова Р.Г., Кайбышев О. А., Салищев Г. А. Динамическая рекристаллизация в нержавеющих сталях ферритного, аустенитного и аустенито-ферритного классов // ФММ. 1992. - Т.4. - С.132-142.

139. McQueen H.J., Jonas J.J. Recent Advances in hot working: fundamental dynamic softening mechanisms // J.Appl.Metallworking. 1984. -Vol.3. -№ 3. - P.233-241.

140. H.J. McQueen, R.G. Zaripova, N.D. Ryan, K.G. Farkhutdinov Comparison of Hot Working Behavior of Austenitic and Ferritic Stainless Steels // Proc. 37th Mech. Working Steel Processing Conf., Hamilton. 1995. - P. 883-894.

141. Рыбин B.B. Структурно-кинетические аспекты физики развитой пластической деформации // Известия ВУЗов. Физика. 1991. - №3. - С. 7-22.

142. Зарипова Р.Г. Формирование мелкозернистой структуры и свойства нержавеющих сталей: дис. канд. техн. наук. Уфа, 1992. - 150 с.

143. K.G.Farkhutdinov, R.G.Zaripova and N.A.Breikina Submicrocrystalline 18-10 Stainless Steel: Structure Formation, Mechanical and Corrosion Properties // Mater.Sci.Eng. 1994. - A174. - P. 217-223 c.

144. Малышева С.П. Субмикрокристаллическая структура и физико-механические свойства титана и его сплавов: дис. канд. техн. наук. Уфа, 2000. - 153 с.

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

146. Кабанова И.Г., Яковенкова Л.И. Сагарадзе В.В. О наследовании дислокаций при мартенситных превращениях у<-»а,е // ФММ. -1985. Т. 60. - Вып. 3. -С. 599-606.

147. Уманский Я.С., Скаков Ю.С., Расторгуев J1.H. Кристаллография рентгенография и электронная микроскопия. М: Металлургия, 1982. - 633с.

148. Humphreys F.J., Hatherly М. Recrystallization and related annealing phenomena // Pergamon Press. 1996. - P. 497.

149. Горелик C.C., Добаткин C.B., Капуткина Jl.M. Рекристаллизация металлов и сплавов. -М.: МИСИС, 2005. 432с.

150. Салищев Г.А., Фархутдинов К.Г., Афанасьев В.Д. Влияние СМК структуры на механическое поведение ферритной стали 15Х25Т. // Металлы. 1993. - № 2. -С. 116-120.

151. Валиахметов О.Р., Галлеев P.M., Салищев Г.А., Механические свойства титанового сплава с СМК структурой // ФММ. 1990. - Т. 10. - С. 204-206.

152. Малыгин Г.А. Нарушение закона Холла-Петча в микро- и нанокристаллических материалах //ФТТ. 1995. - Т. 37. - №8. - С. 22812292.

153. Valiev R.Z., Kozlov E.V., Ivanov Yu.F., Lian J., Nazarov A.A., Baudelet B. Deformation behavior of ultrafine-grained copper // Acta Mater. 1994. - v. 42. -P. 2467-2473.

154. Salishchev G.A., Valiakhmetov O.R., Galeyev R.M. Formation of submicrocrystalline structure in the titanium alloy VT8 and its influence on mechanical properties // J. Mater. Sci. 1993. - V. 28. - № 11. - P. 2898-2902.

155. Фархутдинов К.Г., Зарипова Р.Г. Механичесие свойства и коррозионное поведение аустенито-ферритной нержавеющей стали с СМК структурой // Металлофизика. 1993. - Т. 15. - С. 23-30.

156. Mulyukov R., Mikhailov S., Zaripova R., Salimonenko D. Damping Properties of 18Cr-10Ni Stainless Steel with Submicrocrystalline Structure // Mater. Research Bull. 1996.-Vol. 31.-P. 639-645.

157. Dieter G.E. Mechanical Metallurgy. New-York: McGraw-Hill. - 1986. - P. 694695.

158. Valiev R., Mishra R., Grosal J., Mukerjee A. Processing of nanostructured nickel be severe plastic deformation consolidation of ball-milled powder // Scripta Materiala. -1996.-Vol. 34.-P. 1443-1448.

159. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов -под ред. В.И.Трефилова. Киев: Наукова думка, 1989. - 256 с.

160. Salishchev G.,Zaripova R., Galeev R.,Valiakhmetov О. Nanocrystalline structure formation during severe plastic deformation in metals and their deformation behaviour//NanoStruct.Materials.- 1995.-Vol.6.-P. 913-916.

161. Трефилов В.И. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов. Киев: Наукова думка, 1989. - 256 с.

162. Фирстов С.А., Саржан Г.Ф. Дислокационная структура и деформационное упрочнение ОЦК металлов//Изв. ВУЗов. Физика. 1991. -№3. - С. 23-34.

163. Gertsman Y.Y., Valiev R.Z., Akhmadeev N.A., Mishin O.V. Grain boundary distribution and texture in ultrafme-grained copper produced by severe plastic deformation // Mater.Sci.Forum. 1996. - Vol. 225-227. -P. 739-744.

164. Hatherly H., Mallin A.S. Shear bands in deformed metals // Sripta Met. 1984. -Vol.18.-P. 449-454.

165. Siegel, Fougere G.E. Mechanical properties of nanophase metals // NanoStruct. Materials. 1995. - Vol.6. - P. 205-216.

166. R.Keller, W.Zielinski and W.W.Gerberich, On the onset of low-energy dislocation substructures in fatigue: grain size effects // Mater.Sci.Eng. 1989. -A 113. - P. 267280.

167. Mecking H., Grinberg A. Discussion of the development of a stage of steady-state flow at large strains // In: Strength of Materials: Proc. Of the 5th Int. Conf. (ICSMA 5).-1979.-Vol.1.-P. 354.

168. Смирнова H.A., Левит В.И., Пилюгин В.И., Кузнецов Р.И., Давыдов Л.С., Сазонова В.А. Эволюция структуры ГЦК монокристаллов при больших пластических деформациях // ФММ. 1986. - Т. 61. - С. 1170.

169. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Гончиков В.Ч., Олемский А.И. Закономерности формирования субструктуры в высокопрочных дисперсно-упрочненных сплавах // Изв. ВУЗов. Физика. 1991. - №3. - С. 81 -92.