автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Высокопрочные субмикрокристаллические состояния в железе и низкоуглеродистых сталях



На правах рукописи

ч; ; ОД

' ; / Сафаров Ильфат Миндигалсевнч

ВЫСОКОП РОЧ Н ЫЕ СУ БМИКРОКРИСТА ЛЛИЧЕСГСИЕ СОСТОЯНИЯ В ЖЕЛЕЗЕ И НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЯХ

Специальность 05.02.01 - Материаловедение (по отраслям)

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Уфа - 1996 г.

Работа выполнена в Институте проблем сверхпластичности металлов РАН

Научные руководители: доктор физико-математических наук,

профессор Валиев Р.З. Научный консультант: кандидат технических наук,

и.о. старшего научного сотрудника Корзников A.B.

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор Гервасьев М.А. кандидат технических наук, старший научный сотрудник Зарипова Р.Г.

Ведущая организация - утверждена решением ученого совета института О'Г

Защита состоится 1995 г. в 14 часов на заседании

диссертационного совета К.003.98.01 при Институте проблем сверхпластичности металлов РАН (450001, Уфа, ул. Ст.Халтурина, 39).

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке ИПСМ РАН. Автореферат разослан " " убО*-^_1996 г.

Ученый секретарь диссертационного совета кандидат технических наук, с.н.с.

Маркушев М.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность темы. Одной из основных задач современного материаловедения является создание новых высокопрочных металлических сплавов. Среди различных методов достижения высокопрочных состояний весьма перспективным является получение субмикрокристалличсских (СМК) структур, поскольку уменьшение размера зерен ведет к значительному повышению прочности (твердости) поликристаллических материалов. В этой связи в последние годы особый интерес исследователей привлекает разработка методов получения нанокристаллических и субмикрокристаллических структур в металлических материалах за счет использования больших пластических деформаций. Преимущество данного подхода заключается в том. что при создании таких структур происходит не только повышение прочности (твердости), но и повышение пластических характеристик. Следует отметить, что получение СМК структуры и исследование ее влияния на механические свойства в большинстве случаев проводилось на чистых металлах, либо на цветных сплавах. Вместе с тем такой большой класс конструкционных материалов, как стали, остался изучен явно недостаточно. Особенно актуально исследование влияния СМК структуры на прочность малоуглеродистых низколегированных сталей, получение в которых одновременно высокой прочности и высокой вязкости разрушения традиционными . методами упрочиеппя весьма затруднительно.

Цель работы. Исследование высокопрочных состояний в Ие и ряде низколегированных сталей, полученных за счет формирования СМК структур интенсивной деформацией кручением под квазигидростатическим давлением и прокаткой, анализ различных структурных факторов, ответственных за упрочнение этих материалов, разработка технологических режимов получения полуфабрикатов из пизкоуглеродистых сталей различного класса: ферритиых, ферритно-перлитпых и аустеиитно-мартенситных с повышенными прочностными

свойствами.

В работе решались следующие основные задачи:

- исследование особенностей формирования высокопрочных состояний в-железе с СМ К структурой и определение конкретных параметров структуры, отвечающих за создание максимальных прочностных свойств.

- исследование высокопрочных состояний в низкоуглеродистых сталях с различным фазовым составом, полученных за счет формирования СМК структуры методом интенсивной теплой деформации прокаткой и разработка на этой основе методов получения полуфабрикатов с повышенными прочностными свойствами.

- исследование влияния волокнистой СМК структуры па механические свойства пизкоуглеродистых сталей с различным фазовым составом.

- Анализ роли различных структурных факторов в упрочнении волокнистых пизкоуглеродистых СМК сталей.

Научная новизна. Проанализирован вклад в упрочнение различных структурных факторов в СМК железе. Получены новые высокопрочные состояния в промышленных пизкоуглеродистых сталях за счет формирования волокнистых СМК структур. Изучен характер влияния волокнистых СМК структур на комплекс механических свойств. Обнаружено положительное влияние неравновесных границ зерен па прочность и вязкость сталей с волокнистой СМК структурой. Практическая ценность. Предложен новый метод увеличения конструкционной прочности промышленных пизкоуглеродистых сталей посредством формирования в них СМК структур. Разработан способ получения волокнистых СМК структур в низкоуглеродистых сталях ферритного. ферритпо-перлптного и аустенитпо-мартспситпого класса методом интенсивном теплой прокатки. Положении, выносимые на защиту:

-железо с СМК структурой характеризуется высокой твердостью превышающей уровень твердости крупнозернистого состояния в три раза

Макснмальньш уровень твердости достигается за счет более высокой степени неравновесности границ зерен и дисперсных частиц, -формирование в низкоуглеродистых сталях волокнистой СМК структуры приводит к повышению предела текучести (ао,:) и предела прочности (сгв) в два раза по сравнению с крупнозернистым состоянием, а также повышению пластичности и ударной вязкости. -Максимальное повышение прочностных характеристик (более, чем в три раза) достигается за счет увеличения степени нсравновеспосгн границ зерен и регулирования морфологии вторых фаз. -Стали с ВСМК структурой проявляют более высокие технологические свойства при сложных схемах нагружения по сравнению с крупнозернистыми состояниями, -интенсивная теплая прокатка может быть эффективно использована для получения высокопрочных полуфабрикатов из низкоуглеродистых сталей с волокнистой СМК структурой.

Апробации работы. Материалы диссертации опубликованы в советских и иностранных научных изданиях (8 публикаций) и докладывались на VI всесоюзной конференции "Текстура и рекристаллизация в металлах и сплавах", Свердловск, 1991 г., на XIII и XIV международных конференциях по физике прочности и пластичности металлов и сплавов. Самара, 1992 и 1995 гг.. на VI и VII международном семинарах "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов", Екатеринбург. 1993, 1996 гг., На Второй международной конференции по наноструктурным материалам, Штудгардт, 1994 г. Структура и объем работы. Диссертация состоит из пяти разделов и списка цитируемой литературы. Общий объем диссертации 175 страниц, в том числе 9 таблиц и 34 рисунка. Список цитируемой литературы содержит 160 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении на основании известных сведений о необычных физико-

механических свойствах • субмикрокристаллических (СМК) материалов делается вывод об актуальности темы, важности анализа природы высокопрочных СМ К состояний для формирования представлений о структурных изменениях, дающих максимальный эффект повышения' прочностных свойств СМК материалов, о практической необходимости выроботки на этой основе рекомендаций для получения высокопрочных СМК состояний в ннзкоуглеродистых-сталях.

Первая глава посвящен;! критическому анализу имеющихся на данный момент литературных сведений, в результате чего делается вывод о необходимости проведения исследовании высокопрочных СМК состояний в низкоуглеродистых сталях.

Вторая глава посвящена описанию используемых в работе материалов и изложению методик исследования. Объектом исследования служили армко-железо. дисперсный порошок железа, конструкционные низкоуглеродистые стали типа ОЗХГСФ. 20ГСФ. 08Г6Н2МАФ, химический состав которых приведен в таблице I.

Таблица 1. Химический состав исследованных сталей.

Стали С Мп V Сг Мо N1 Б р

ОЗХГСФ 0,03 1,38 0,15 0,25 0.2 - - 0.024 0,015

20ГСФ 0,19 1.0 0.54 0.09 - - - - -

08Г6Н2МАФ 0.076 6,45 0,62 0.12 - 0.61 1.98 0,013 0,017

Деформацию армко-железа и компактнрование порошков железа проводили на установке для кручения под квазигидростатическим давлением.

Для получения больших пластических деформаций в низкоуглеродистых сталях использовали интенсивную теплую прокатку на прокатном стане с четырехвалковой клетыо за 10 проходов с <р=10-15% в каждом и с подогревом перед каждым проходом до заданной температуры. Температурно-деформационныс режимы прокатки для сталей приведены •таблице 2.

Таблнца 2. Температурно-дсформационпыс режимы прокатки сталей.

Состояние Режим обработки

ОЗХГСФ 20ГСФ

1 Прокатка 950°С, ср=90%. охл. на воздухе Прокатка 950°С, ф=90%, охл. на воздухе

2 •Прокатка 950°С. ср=25%, охл. на воздухе, прокатка 600°С, Ф=90%, охл. на воздухе Прокатка 600°С, =25%, охл. в воду, прокатка 600°С, ф=90%, охл. в воде

3 Прокатка 950°С, <р=25%, охл. на воздухе, прокатка 520°С, ■ Ф=90%. охл. на воздухе Прокатка 520°С, ф=25%, охл. на воздухе, прокатка 520°С, Ф=90%, охл. в воздухе

Сталь 08Г6Н2МАФ

1 Отпуск 580°С, I час

2 Отпуск 6 КУС, 1 час

3 Прокатка 600°С, охлаждение на воздухе, ср =90%

4 Прокатка 700°С. охлаждение на воздухе, ф =90%

В третьей главе приводятся результаты исследований высокопрочных состояний, полученных в результате формирования СМ К структур в армко-железе и компактах ультрадисперсного порошка железа и анализируется природа высокой прочности субмикрокристаллических материалов на примере армко-железа и компактов дисперсного порошка железа, упрочненного частицами ЯеО.

Исследование однофазной структуры, полученной в армко-железе после интенсивной пластической деформации кручением под КГД и последующих отжигов, показало, что структура армко-железа после деформации состоит из фрагментов со средиеми размерами около 0,1 мкм, отличающихся по контрасту и разделенных размытыми извилистыми высокоугловыми границами. Наличие экстииционных контуров в теле фрагментов свидетельствует о высоких остаточных напряжениях в структуре.

Было установлено, что после отжигов при температурах выше 500°С происходит трансформация фрагментированиой несовершенной структуры ' в структуру, которая по морфологическим признакам былаь аттестована как рекристаллизованная зерепная структура с равновесными границами

зерен. Построение зависимости размера' зерен от температуры отжига деформированного армко-железа показало, что с увеличением температуры отжига размер зерен увеличивается по экспоненте.

Дисперсноулрочненная СМК структура была получена компактироваиием дисперсного порошка железа, содержащего помимо основной фазы a-Fe также окисную пленку на поверхности частиц железа.

Рентгеноструктурный анализ показал, что окисная пленка на поверхности частиц порошка железа состояла из оксидов FeO и FejO-i. После деформации объемное содержание оксидов в компакте резко снижается, что свидетельствует о растворение оксидной пленки с образованием пересыщенного твердого раствора кислорода в железе. При этом период решетки a-Fe увеличивается с 0,2860 нм до 0,2865 нм.

Исследования структуры и фазового состава компактировапного дисперсного порошки (ДГ1) железа, показали, что при интенсивной пластической деформации кручением происходит образование фрагментированной структуры с размерами фрагментов менее 0,05 мкм. Отсутствие пор и трещин свидетельствует о монолитном состоянии образцов.

Исследования эволюции структуры компактированного порошка железа показали, что отжиг при 600°С, 40 мин сопровождается наиболее резкими трансформациями структуры компакта дисперсного порошка железа. Новые зерна, процесс формирования которых завершается во всем объеме сплава, имеют средний размер 0.25 мкм, содержат низкую плотность дислокаций в теле зерен, имеют четкие прямые границы с полосчатым • контрастом, характерным для равновесной структуры. Наблюдается резкое увеличение объемной доли дисперсных частиц. Оксиды наблюдаются в основном по границам зерен, обладают сферической формой и имеют средние размеры 0,2 мкм. В теле зерен наблюдается незначительное количество мелких оксидов размерами менее 0.05 мкм. Объемная доля оксидов возрастает с 0,5 % до 19% и при

зерен, во-вторых, в случае многофазных материалов, к формированию структуры с однородным распределением дисперсных частиц. Следующим шагом стала реализация этих рекомендаций на промышленных сталях. В четвертой главе представлены результаты структурных исследований малоуглеродистых сталей ОЗХГСФ, 20ГСФ и 07Г6Н2МАФ в СМК состояниях.

Структурные исследования показали, что методом интенсивной теплой прокатки удалось получить различные типы волокнистых СМК структур (Рис. 2).

в стали ОЗХГСФ - однофазные с равновесными и неравновесными границами зерен со средними поперечными размерами 0,8 мкм и 0,95 мкм соответственно;

в стали 20ГСФ - ферритные волокнистые структуры с выделениями цементита, расположенными либо равномерно по объему стали в виде дисперсных сферических частиц диаметром 0.2 мкм (структура, аналогичная структуре "микродуплекс"), либо в виде колонии глобулярного перлита:

в стали 08Г6Н2МАФ - композитная структура, в которой волокна мартенсита чередуются с зернами аустенита. Поперечный размер волокон мартенсита и аустенита равен 0.1 мкм. Содержание аустепитной фазы в композиции контролируется температурой прокатки (см. табл.VI) и составляет 18 об.% в случае прокатки при 600°С и почти 50% при 700°С. В пятой главе приводятся результаты механических испытаний на

I

расстяжение низкоуглеродистых сталей в полученных состояниях и анализируется природа высокопрочных состояний, обнаруженных в СМК сталях, а также оценка вкладов в эффект упрочнения различных структурных факторов, в частности оценивается влияние неравновесной структуры границ зерен на примере ферритпой стали ОЗХГСФ. Также были исследованы технологические характеристики сталей, то есть их пластические свойства в условиях, соответствующих реальным схемам

ОДНОФАЗНАЯ СМК СТРУКТУРА (сталь ОЗХГСФ)

Состояние с равновесными П Состояние с неравновесными ГЗ

СМК СТРУКТУРА С ДИСПЕРСНЫМИ ВЫДЕЛЕНИЯМИ (сталь 20ГСФ)

ДВУХФАЗНА Я КОМПОЗИТНАЯ СМК СТРУКТУРА (сталь 08Г6Н2МАФ)

. Мартенсит

Аустепи г

Рис.2 Схематическое изображение волокнистых СМК структур, полученных в низкоуглеродистых сталях.

обработки давлением, и проведены испытания на ударную вязкость.

Установлено, что стали ОЗХГСФ и 20ГСФ имеют максимальную прочность в СМК состоянии с более неравновесными границами зерен, полученном после прокатки при 520°С (таблица 1). Предел текучести (со.:) стали ОЗХГСФ в этом состоянии равен 935 МПа, т. е. в три с лишним раза больше, чем в состоянии с размером зерен 10-13 мкм. формирующемся при прокатке при 950°С. Формирование более равновесной СМК структуры после прокатки при 600°С приводит к одновременному повышению сги.2 (в два раза) и пластичности (таблица 3).

Таблица 3. Механические свойства низкоуглеродистых сталей.

Состояние Режим обработки оо.:, МПа сгв, МПа 3, % Ч'. % кси. 55, МДж/м г

сталь ОЗХГСФ

1 Прокатка 950°С, гр=90%, охл. на воздухе 300 465 26,5 75 1,5

2 Прокатка 600°С. ф=25%, охл. на воздухе, прокатка 520°С. ф=90%, охл. на воздухе 935 945 13,1 61 1,7

3 Прокатка 520°С, ер=25%, охл. на воздухе, прокатка 600°С, <р=90%, охл. в воздухе 500 600 30 80 2.0

сталь 20ГСФ

1 Прокатка 95()°С. <р=80%, охл. на воздухе 400 590 22,2 59 1,6

2 Прокатка 950°С. ф=25%. охл. на воздухе, прокатка 520°С, ф=85%, охл. в воду 895 925 12,3 55 1,9

3 Прокатка 950°С, ф=25%, охл. на воздухе, прокатка 600°С. ф-85%. охл. в воду 650 750 28 78 2.0

Испытания на динамическое разрушение показали, что в сталях с волокнистой СМК структурой в высокопрочном состоянии ударная вязкость не ниже, а при отрицательных температурах даже выше ударной вязкости'крупнозернистого состояния, полученного прокаткой при 950°С..

Проведение полуколичественного анализа на примере стали ОЗХГСФ показало, что в СМК состоянии с неравновесными границами зерен-рассчитанный предел текучести ниже полученного при механических испытаниях почти на 300 МПа. тогда как в СМК состоянии с равновесной структурой было получено хорошее соответствие расчитаниого и экспериментального значений предела текучести. Полученное несоотвествие было оценено в рамках модели вклада неравновесных

границ зерен, предложенной A.A. Назаровым, и установлено, что повышение предела текучести в стали ОЗХГСФ с СМК волокнистой структурой связано с влиянием дальнодействующих полей от неравновесных границ зерен.

При сравнении механических свойств стали 08Г6Н2МАФ в состояниях после термической (ТО) и деформационно-термической обработки (ДТО) с равным содержанием у-фазы было отмечено повышение ов и си.; после ДТО в 1.5 раза (таблица 4). При этом пластичность и ударная вязкость не снижаются. Это обусловлено специфической морфологией аустенитно-мартенситпой структуры в виде аксиально ориентированных тонких волокон и ее высокой дисперсностью (средний ' размер 0.1 мкм).

Стали в высокопрочном состоянии были получены в виде квадратных прутков размерами 10x10 мм. В принципе, получение такой структуры возможно в любых прокатных профилях при соответствующей схеме деформации, например, в прутках различных сечений: круглых, треугольных, прямоугольных и т.п.. Из них можно изготавливать особо ответственные элементы различных конструкций, детали крепежа: стяжки, болты, пальцы, тяги и т.д. Предлагаемые детали и изделия более экономично изготавливать методами обработки давлением: штамповкой, прессованием, высадкой, гидропр'ессованием и т.д. В этом случае важное значение имеют не только служебные характеристики полученных СМК сталей, но и способность материалов деформироваться как при повышенных температурах, так и при сложных схемах деформирования. С этой целью были проведены испытания сталей ОЗХГСФ и 20ГСФ в двуу крайних состояниях (прокатка 950°С и 520°С), по схемам растяжение и кручение с наложением гидростатического давления, а также высокотемпературные испытания на растяжение. Установлено, что при мягких схемах нагружения в области сжимающих напряжений, что соответствует напряженному состоянию при большинстве технологических

Таблица 4. Механические свойства стали 08Г6И2МАФ при 20°С.

Состояние Режим обработки Количество аустенита % ширина рейки мкм размер пакета мкм Ои.2 МРа сто МРа § % V % У*

Исходное Литое, охлаждение на воздухе 6-8 0,5 7 1090 1250 11 65 1.2

1 Отпуск 580°С, 1 час 8-10 0,5 7 1060 1100 16 60 1,0

• 2 Отпуск 620°С. 1 час 30-35 ■ 0.5 7 870 1030 21,5 62 1,4

3 Отпуск 720°С. 1 час + 620°С 1 час 40-45 0,5 7 840 1050 22 65 1,6

4 Прокатка 600°С. <р=80% 15 0,5 - 1590 1590 9 50 1,8

5 Прокатка 700°С, <р=80% 48-50 0,1 - 1120 1580 18 45 2,1

процессов. таких, как высадка, волочение, прессование, отчетливо видны преимущества в деформируемости волокнистых СМК сталей.

При высокотемпературных испытаниях пластичность сталей ОЗХГСФ и 20ГСФ с волокнистой СМК структурой достигала 300% и 150% соотвественно, тогда как пластичность крупнозернист» состояния г I руктурой не превышала 90 % и 50 %.

Таким образом, было показано, что волокнистая СМК структура имеет явное преимущество в пластичности при сложных схемах нагружения и при высокотемпературной деформации, то есть обладает лучшими технологическими характеристиками по сравнению крупнозернистой структурой.

ВЫВОДЫ

1. Субмикрозернистая структура со средним размером зерен менее 100 им была получена компактированием дисперсного порошка железа путем интенсивной деформации кручением. Эта структура характеризуется образованием пересыщенного твердого раствора кислорода в феррите при деформационном растворении (распаде) окисной пленки ' на поверхности частиц ультрадисперсного порошка железа, состоящей из Г-'еЮ-1 и ЯеО и очень высокой твердостью.

2. При нагреве компактированного железа поисходит образование СМК структуры с размером зерен 0,2 мкм, стабильной вплоть до 590°С. При отжиге 600°С наблюдается резкое выделение дисперсных частиц окислой • РеО. Наблюдаемый высокий уровень твердости I компакгированном железе обусловлен ' формированиен. субмикрокристаллической структуры и наличием мелкодисперсны; выделений окислов. Наибольшее значение микротвердости обнаружен! в СМК состоянии с размером зерен 0,25 мкм, содержащем 18 % (об. оксидов размером около 0,2 мкм.

3. Максимальный уровень твердости в железе обусловлен упрочнением з счет уменьшения размера зерен и дисперсным упрочнением частищш

оксидов. Повышение твердости в отожженных состояниях деформированного армко-железа хорошо описывается в рамках соотношения Холла - Петча. В состоянии после деформации твердость увеличивается также за счет дополнительныого вклада в упрочнение неравновесной структуры границ зерен. Дисперсное упрочнение в СМК железе с дуплексной структурой было описано в рамках модели Орована.

4. Интенсивная теплая прокатка низкоуглеродистых сталей позволяет получить волокнистую структуру со средним размером зерен в направлении прокатки 0.7 мкм (температура прокатки 520°С) и 0.9 мкм (температура прокатки 600°С) и коэффициентом вытямутости зерен в направлении прокатки к=20. Полученные структуры в зависимости от температурных условий прокатки отличаются различной степенью неравновесности границ зерен.

5. В низкоуглеродистых сталях получены высокопрочные состояния трех ■ типов СМК структур:

- однофазная волокнистая с различной степенью неравновесности границ зерен;

- структура с ферритными волокнами и с выделениями цементита, которые располагаются равномерно по объему стали в виде дисперсных сферических частиц диаметром 0.2 мкм (структура типа "микродуплекс"):

- композитная структура, в которой вытянутые в продольном направлении зерна мартенсита чередуются вытянутыми зернами аустенита. Поперечный размер зерен мартенсита и аустенита равен 0.1 мкм. Содержание аустенитнай фазы в стали контролируется температурой прокатки.

6. Наиболее оптимальным сочетанием механических свойств в сталях 03ХГСФ и 20ГСФ характеризуется СМК состояние с размером зерен 0.7 мкм и. с неравновесными границами зерен: оно имеет максимальные

значения прочности, достаточно высокую пластичность и обладает высокой ударной вязкостью при отрицательных температурах.

7. Исследуемые стали с волокнистой СМК структурой имеют явное преимущество в технологической пластичности мри .сложных схемах нагружения, а также проявляют высокие степени удлинения до разрушения при высоких температурах деформации, то есть обладают повышенными технологическими характеристиками, в сравнении со сталями, имеющими крупнозернистую структуру.

Слисок опубликованных работ

■ 1. О физической ширине межкристаллитпых границ / Валиев Р.З., Мулюков

P.P.. Овчинников В.В.. Шабашов В.Д., Архипенко А.Ю., Сергеев В.И., Сафаров И.М. // Металлофизика. - 1990. - №5. - с. 124-126.

■ 2. Korznikov А.V.. Safarov 1.М.. Laptionok D.V.. Valiev R.Z. Structure and

propeties of superfine-grained iron compacted out of ultradisperse powder // Acta Metal. Mater.- 1991,- v.39, N.12.- pp. 3193-3197.

3. The influence of Ultra-fine structure on mechanical propeties of low-carbon low-allow steels / Safarov 1.М.. Korznikov A.V., Valicv R.Z., Bronfin B.M., Emel'yanov A. A.. Laptenok DУ .11 Phys. of Met. and Metallography. - 1992-v.73. N.3.- pp. 123-128.

4. Влияние субмнкрозернисгой структуры па механические свойства низкоуглеродистых сталей / Корзников А.В.. Сафаров И.М., Валиев Р.З.. Бронфин Б.М/. Емельянов АЛЛ Ми'ГОМ,- 1993.- №2. - с. 27-30.

5. Структура и. твердость компактов окисленного железа с ультрамелким зерном/ Корзников А.В., Сафаров И.М.', Лантенок В.Д.. Абдуллин Б.Ф., Валиев Р.З.//Металлы,- 1993. -№4.-с. 131-136.

6. Емельянов А.А.. Пышминцев И.Ю., Сафаров И.М., Корзников А.В. Влияние отпуска на деформацию и разрушение малоуглеродистых легированных мартенситно-бейнитных сталей// ФММ. - 1994.- т.77, вып.1. №1,- с. 155-160.

7. Ivanisenko Yu.V.. Korznikov A.V.. Safarov 1.М.. Valiev R.Z., Formation of

submicrocrystalline structure in iron and its alloys after severe plastic deformation// Nanostruc.tured Mater.- 1995,- v.6.- pp. 433-436.

8. Korznikov A.V., Safarov I.M.. Nazarov A.A. Valiev R.Z. High strength state in low carbon steel with submicron fibrous structure// Mater. Sei. Eng.- 1996.- ' A206.- pp. 39-44

Отпечатано ГП «ПРИНТ» Пр. Октября , 71

Заказ M 71 Тираж 100 экз. 1996 г.