Помощь в написании студенческих работ
Антистрессовый сервис

Влияние алюминия на механизмы деформации, деформационное упрочнение и разрушение высокопрочных монокристаллов стали Гадфильда

Диссертация: Влияние алюминия на механизмы деформации, деформационное упрочнение и разрушение высокопрочных монокристаллов стали Гадфильда
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

Одним из приоритетных классов конструкционных материалов являются высокопрочные аустенитные стали с азотом и углеродом, используемые при конструировании оборудования для нефтяной, газовой, горнообрабатывающей промышленности, а также в тяжелом машиностроении. Современная промышленность предъявляет высокие требования к прочности и пластичности используемых материалов. Возможность продолжительной… Читать ещё >

Влияние алюминия на механизмы деформации, деформационное упрочнение и разрушение высокопрочных монокристаллов стали Гадфильда (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

Содержание

  • Глава 1. Основные закономерности упрочнения ГЦК материалов при скольжении и двойниковании
    • 1. 1. Основные закономерности механического двойниковаиия в ГЦК материалах
    • 1. 2. Модели зарождения и роста деформационных двойников
    • 1. 3. Механизмы взаимодействия двойниковаиия и скольжения и модели упрочнения при множественном двойниковании
    • 1. 4. Влияние легирования на закономерности деформационного упрочнения и тип развивающейся дислокационной структуры ГЦК материалов при скольжении
    • 1. 5. Природа деформационного упрочнения стали Гадфильда
  • Глава 2. Постановка задач. Выбор материала исследования. Методика эксперимента
    • 2. 1. Постановка задач исследования. Выбор материала для исследования
    • 2. 2. Материал и методика проведения эксперимента
  • Глава 3. Исследование ориентационной и температурной зависимостей критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустенитной стали Гадфильда Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C
    • 3. 1. Температурная и ориентационная зависимости критических скалывающих напряжений в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C
      • 3. 1. 1. Температурная зависимость г в монокристаллах Fc-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7А1−1.3С
      • 3. 1. 2. Ориентационная зависимость г и механизма деформации (скольжение, двойникованнс)
    • 3. 2. Анализ температурной, концентрационной и ориентационной зависимостей критических скалывающих напряжений в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-1.3C
      • 3. 2. 1. Анализ температурной и концентрационной зависимостей ткр в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C
      • 3. 2. 2. Ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений
        • 3. 2. 2. 1. «Нулевая» стадия пластической деформации
        • 3. 2. 2. 2. Ориентационная зависимость первого типа (ориентационная зависимость величины расщепления дислокаций в поле внешних приложенных напряжений)
        • 3. 2. 2. 3. Ориентационная зависимость второго типа (ориентационная зависимость механизма деформации — скольжение/двойникование)
  • Глава 4. Ориентационная зависимость деформационного упрочнения и дислокационной структуры при растяжении монокристаллов сталей Fc-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-1.3C

4.1. Ориептационная зависимость стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения, механизма деформации и дислокационной структуры монокристаллов [Oil], [Т44], [ill] сталей Fe-13Mn-1.3С, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при растяжении при комнатной температуре

4.1.1. Закономерности упрочнения и дислокационная структура [Oil], [l44], [l ll] монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении ^

4.1.2. Закономерности деформационного упрочнения и взаимосвязь дислокационной структуры и свойств [Oil], [l ll] монокристаллов стали Fe-13Mn- 128 2.7Л1−1.3С при растяжении

4.1.3. Влияние алюминия на механические свойства и скорость деформационного упрочнения [01l], [l 11] монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении

4.2. Ориептационная зависимость стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения и механизма деформации монокристаллов [Т2з], [012], [пз], [00l] сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при растяжении при комнатной температуре ^

4.2.1. Закономерности упрочнения и дислокационная структура [l 23], [012], [ИЗ],

00l] монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении ^

4.2.2. Закономерности упрочпения и дислокационная структура [123], [001] монокристаллов стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при растяжении ^

4.2.3. Влияние алюминия на механические свойства и скорость деформационного упрочнения [l 2з], [001] монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении

Глава 5. Температурная зависимость вида кривых течения, скорости деформационного упрочнения,. механизма деформации — скольжения и двойпиковання, и разрушения в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7А1−1.3С

5.1. Температурная зависимость стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения и механизма деформации монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении

5.2. Температурная зависимость стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения и механизма деформации монокристаллов стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C с алюминием

5.3. Температурная и ориептационная зависимость разрушения в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C и Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при растяжении

Глава 6. Локализация пластической деформации при сжатии [l 11] монокристаллов сталей Fe-13Mn-l.3CnFe-13Mn-2.7Al-l.3C 214

Выводы 228

Список литературы

Одним из приоритетных классов конструкционных материалов являются высокопрочные аустенитные стали с азотом и углеродом, используемые при конструировании оборудования для нефтяной, газовой, горнообрабатывающей промышленности, а также в тяжелом машиностроении. Современная промышленность предъявляет высокие требования к прочности и пластичности используемых материалов. Возможность продолжительной эксплуатации деталей машин и их долговечность во многих случаях связаны с износостойкостью материала, которая определяется Ф способностью материала к наклепу н высокой твердостью. Существует высокомарганцевая аустеннтная сталь, которая при невысокой твердости после закалки обладает высокой износоустойчивостью. Это сталь Гадфильда, названная так по имени своего изобретателя Роберта Гадфильда, который в 1882 году определил ее состав как Fe-13%Мп-1.2%С (мае. %). При относительно невысокой твердости сталь Гадфильда обладает аномально высокой износоустойчивостью при трении с давлением и ударами. Из стали изготавливают зубья ковшей экскаваторов, траки гусениц тракторов и танков, железнодорожные крестовины, детали камнедробилок, то есть те детали, где трение сопровождается ударами и большим давлением [1−8]. ^ Сильное упрочнение стали Гадфильда при пластической деформации может быть связано с образованием мартенсита деформации, однако экспериментальные исследования показали, что даже при больших степенях деформации и при низких температурах деформирования, количество мартенсита не превышает 0,5−1,5%. Такая доля мартенсита не может внести существенного вклада в упрочнение [2,9]. Исследования структуры поликристаллов показали, что при равной степени деформации, блоки мозаики стали Гадфильда дробятся в большей степени, чем в других аустенитных сталях. До сих пор однозначно не установлено, чем это обусловлено. С одной стороны, интенсивным • двойникованием, которое обнаружено в стали Гадфильда при комнатной температуре деформации: двойннки служат препятствием движению дислокаций, и, следовательно, уменьшают эффективный размер зерна, разбивают зерно на более мелкие субзерна, вызывая тем самым измельчение структуры. С другой стороны, углерод в стали Гадфильда оказывается подвижным при температурах выше -25°С, и эффекты деформационного старения способствуют накоплению дислокаций в материале и оказывают более существенный вклад в упрочнение по сравнению с материалами, где атомы внедрения неподвижны [9−14]. Разделить и оценить эффективность вклада в L упрочнение от двойннкования и закрепления дислокаций атомами внедрения в поликристалле не представляется возможным, поскольку при деформации поликристаллического объекта оба эти фактора действуют совместно. Кроме того, деформация поликристаллов осложнена присутствием границ зерен, исходной текстурой и ее эволюцией в процессе пластического течения. В связи с этим представляется актуальным исследование монокристаллов стали Гадфильда, поскольку это позволяет избежать влияния границ зерен и рассмотреть процессы упрочнения в пределах одного зерна, выявить анизотропию механических свойств и механизмов деформации. Сведения о механизмах деформационного упрочнения, роли энергии дефекта упаковки, ориентации кристалла и температуры деформации на упрочнение стали позволят создавать текстурированные материалы с набором заданных свойств и конструировать материалы «по типу стали Гадфильда».

Управление прочностными и пластическими характеристиками требует детального исследования механизмов формирования высокой прочности при твердорастворном упрочнении и пластической деформации. Полученные к данному времени экспериментальные данные свидетельствуют о том, что формирование высокой прочности и пластичности в сплавах с высокой концентрацией атомов внедрения определяется целым рядом факторов. С одной стороны, отличительными чертами деформации аустенитпых сталей с низкой энергией дефекта упаковки уду «0,02 Дж/м2 и с высокой концентрацией атомов азота и углерода является смена механизма деформации от скольжения к двойникованшо. При этом деформационное упрочнение описывается линейной зависимостью сг© и высокой скоростью упрочнения 0 = do/dc. С другой стороны, достаточно активно в настоящее время развивается направление, согласно которому необычайно высокая скорость деформационного упрочнения при деформации стали Гадфильда обусловлена скольжением в условиях высокой концентрации атомов углерода и эффектов закрепления дислокаций атомами углерода, когда они подвижны. Поскольку большая часть исследований механизма деформации двойникованнем проводилась на монои поликристаллах нпзкопрочных ГЦК металлов и сплавов, то сложилось мнение о том, что двойнпковапие не может явиться определяющим механизмом деформации грансцентрировапных сплавов, так как проявляется в большинстве случаев при низких температурах Г<300К, после больших степеней деформации ?>50% н при высоких скоростях нагружения [15−18]. Изучение монокристаллов гетерофазных сплавов на основе меди, аустенитпых нержавеющих сталей с разной концентрацией азота [18−22] позволило показать, что достижение высокопрочного состояния, повышение предела текучести за счет твсрдорастворного упрочнения и выделения дисперсных частиц в сочетании с низкой энергией дефекта упаковки уЛУ *0,02Дж/м может инициировать деформацию двойиикованисм в условиях комнатной температуры, а в некоторых случаях переход от скольжения к двойниковашпо происходит непосредственно после начала пластического течения, без предшествующего макроскопического скольжения. Исследований на монокристаллах аустспитных нержавеющих сталей с высокой и низкой концентрацией азота достаточно для того, чтобы утверждать, что повышение концентрации азота и связанное с этим понижение энергии дефекта упаковки сдвигает начало деформации двойиикованисм в сторону больших температур и меньших степеней деформации. Однако, несмотря па то, что твердорастворное упрочнение углеродом также является эффективным способом достижения высокопрочного состояния, необходимо выяснить, определяет ли легирование углеродом переход от скольжения к двойниковашпо по аналогии с азотом. На монокристаллах стали Гадфильда с концентрацией углерода Сс=1,0 мас.% [22] была экспериментально показана смена механизма деформации от скольжения к двойниковашпо, по не было проведено детального исследования ориентациопной зависимости дислокационной структуры и ее эволюции в процессе пластической деформации. В настоящей работе ставится задача провести исследование механизмов деформационного упрочнения (скольжения и двойпикования), стадийности пластического течения, дислокационной структуры в зависимости от ориентации оси растяжения и температуры деформации в стали Гадфильда с большей концентрацией атомов углерода Сс= 1,3мас.%. Эта задача становится важной, поскольку если двойннкованнс действительно является причиной аномального упрочнения стали, то исследования позволят определить температурный интервал развития деформации двойиикованисм в стали Гадфильда. Известно, что легирование алюминием поликристаллов стали Гадфильда, во-первых, повышает энергию дефекта упаковки и подавляет деформацию двойиикованисм па ранних степенях деформации, а уровень прочностных свойств на пределе текучести при этом не изменяется [23]. Это позволит выяснить роль двойпикования в деформационном упрочнении. Кроме того, добавление алюминия в состав поликристаллов стали Гадфильда снижает диффузионную подвижность углерода и сдвигает область деформационного старения к более высоким температурам. Эксперименты на монокристаллах позволят исследовать деформацию скольжением, когда атомы углерода закреплены в матрице, н сравнить эффективность упрочнения со сталыо без алюминия, когда эффекты динамического старения вносят свой вклад в деформацию.

Вышеизложенные аргументы позволили сформулировать постановку задач исследования, выбор сплавов и методов исследования. Представленные в работе исследования преследуют цель выяснить ряд вопросов: влияние повышения концентрации атомов углерода до 1.3мас.%, величины энергии дефекта упаковки и высокого уровня деформирующих напряжений от твердорастворного упрочнения углеродом па проявление механического двойниковапия в стали Гадфильда, особенности деформационного упрочнения, тип развивающейся дислокационной структуры, характер разрушения. С этой целыо для исследования были выбраны монокристаллы различных оринтировок стали Гадфильда классического состава Fe-13Mn-1.3C и модифицированной алюминием стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C (мас.%). Легированием алюминием предполагалось повысить энергию дефекта упаковки и подавить деформацию двойпикованием в стали Гадфильда.

Кроме того, в аустенитпых нержавеющих сталях с низкой энергией дефекта упаковки и концентрацией азота Сы>0.7% обнаружено отклонение от закона Боаса-Шмида и появление орнентационпой зависимости критических скалывающих напряжений [18,22]. Предполагается, что сочетание высокого уровня сил трения за счет твердорастворного упрочнения и низкой уду приведет к появлению нешмидовских эффектов в стали.

Гадфильда, связанных с воздействием поля внешних напряжений на величину расщепления полной дислокации а/2<110> на частичные дислокации Шокли а/6<211> н, в некоторых случаях, со сменой механизма деформации от скольжения к двойникованию с ранних степеней деформации. Л последующее повышение энергии дефекта упаковки при легировании алюминием приведет к снятию этого эффекта за счет того, что расщепление дислокаций будет слабым.

Экспериментальные исследования прочностных и пластических свойств монокристаллов сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C позволили получить ряд новых, не отмеченных ранее данных. Впервые показано, что критические скалывающие напряжения в кристаллах стали Гадфильда, легированных алюминием, не зависят от ориентации кристалла в интервале температур 7≠77−673К. Причина выполняемости закона Боаса-Шмида связана с увеличением энергии дефекта упаковки матрицы при легировании алюминием и с подавлением ориептационной зависимости величины расщепления дислокаций и механизма деформации па пределе текучести. Экспериментально установлена сильная температурная зависимость критических скалывающих напряжений двойниковапия г^ в стали Гадфильда в интервале температур Т=77−673К, которая связана с сильной температурной зависимостью г для скольжения, предшествующего двойникованию. Впервые показано, что легирование алюминием стали.

Гадфильда подавляет развитие деформации двойпиковапием при Г=300К на ранних стадиях деформации и приводит к развитию планарного типа дислокационной структуры: плоских скоплений, мультиполей, микрополос сдвига. На монокристаллах Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при деформации растяжением обнаружен переход «хрупкость-вязкость» во всех исследованных ориентациях. Установлено, что механизм разрушения и величина однородного удлинения до разрушения (пластичность) определяются температурой испытания и механизмом деформации (скольжение и двойникование). Показано, что в [ill] кристаллах Fe-13Mn-l, 3C при Г=300К при деформации сжатием с ранних стадий деформации наблюдается образование макроскопических полос сдвига. Отклонение оси сжатия от ориентации [l 11] и легирование алюминием приводят к подавлению локализации деформации.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Влияние величины энергии дефекта упаковки на ориентационную зависимость критических скалывающих напряжений: отсутствие ориептационной зависимости ткр в кристаллах Fe-13Mn-2.7Al-l.3C с высокой уду"0,05Дж/м, существование ориептациониой зависимости гкр в стали Fe-13Mn-1.3C с низкой энергией дефекта упаковки уду «0,023 Дж/м. Ориептационная зависимость тКр в стали Fe-13Mn-1.3C обусловлена ориептационной зависимостью величины расщепления дислокаций в ноле внешних напряжений и ориептационной зависимостью механизма деформациискольжения и двойникования.

2. Экспериментально обнаруженное влияние легирования алюминием монокристаллов стали Гадфильда на тип развивающейся при скольжении дислокационной структуры. Формирование однородной дислокационной структуры при скольжении в стали Fe-13Mn-1.3С с низкой уд у, обусловленное восстановлением ближнего порядка в процессе пластического течения. Образование планарной дислокационной структуры — плоских скоплений дислокаций, мультиполей, в стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C с высокой уду, связанное со снижением диффузионной подвижности углерода и подавлением процессов восстановления ближнего порядка в процессе пластического течения.

3. Экспериментально установленные закономерности двойникования в монокристаллах сталей Fe-13Mn-2.7Al-1.3C, Fe-13Mn-1.3C с разной энергией дефект упаковки. Широкий температурный интервал двойникования 7Ь77−673К в высокопрочных монокристаллах стали Fe-13Mn-1.3C с низкой уду и взаимосвязь упрочнения с числом действующих систем двойникования — высокий коэффициент деформационного упрочнения при множественном двойникованни. Подавление двойникования на ранних стадиях деформации монокристаллов стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при 7К300К за счет повышения энергии дефекта упаковки при легировании алюминием и развитие двойникования во всех исследуемых ориентациях при низких температурах деформации Г<190К.

4. В монокристаллах сталей Fe-13Mn-2.7Al-1.3C, Fe-13Mn-1.3C всех исследуемых ориентации обнаружен переход «хрупкость-вязкость». Понижение пластичности и квазихрупкие картины разрушения при Г<190К связаны с сильной температурной зависимостью критических скалывающих напряжений и интенсивным развитием.

Ф двойникования. При 7>190К увеличение пластичности и вязкий характер разрушения обусловлен снижением уровня деформирующих напряжений и возможностью релаксации пиковых напряжений в кристаллах.

5. Установленные на основе экспериментальных исследований особенности образования макроскопических полос сдвига при сжатии [l ll] кристаллов сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-I3Mn-2.7Al-I.3C. Формирование макрополос локализованной деформации за счет однородного распределения дислокаций скольжения и их взаимодействия в нескольких системах одновременно в [ill] кристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C. Экспериментальное доказательство подавления локализации при легировании алюминием и отклонении оси кристалла от точного полюса в [ill] кристаллах стали Гадфильда, обусловленное образованием плоских скоплений дислокаций, которые препятствуют образованию непрерывных границ полос.

Выводы.

Показано, что критические скалывающие напряжения 7″ кр в кристаллах стали Fe-13Mn-2.7Л1−1.3С, легированных алюминием, не зависят от ориентации кристалла в интервале температур Г=77−673К. Физическая причина выполнения закона Боаса-Шмида в монокристаллах Fe-13Mn-2.7Al-l.3C связана с высокими значениями энергии дефекта упаковки матрицы ^у=0.050 Дж/м2, деформация на пределе текучести во всех ориентацнях реализуется скольжением нерасщепленных дислокаций.

Экспериментально показано, что в монокристаллах стали Fe-13Mn-1.3C сочетание высокого уровня сил трения при легировании углеродом (1.3мас.%) с низкой энергией дефекта упаковки /ду=0.023 Дж/м2 приводит к появлению ориентационпой зависимости критических скалывающих напряжений гкр. «Жесткие» кристаллы [OOl], l23] имеют более высокие гк р по сравнению с гкр в «мягких» [l 44], [ill] монокристаллах. Ориентациоиная зависимость гкр определяется:

• ориентационпой зависимостью величины расщепления полной дислокации а/2<110> на частичные дислокации Шокли при s «0.1%, в «мягких» кристаллах дислокации расщеплены сильнее, чем в «жестких»;

• ориентационной зависимостью механизма деформации (скольжение и двойникование) при с"0.5%. В «мягких» кристаллах после небольшой деформации скольжением с < 0.5% происходит смена механизма деформации от скольжения к двойникованшо, а в «жестких» кристаллах наблюдается скольжение нерасщепленных или слабо расщепленных дислокаций.

Экспериментально установлена сильная температурная зависимость критических скалывающих напряжений двойпикования т^ в стали Fe-13Mn-1.3C в интервале температур Г=77−673К. Сильная зависимость тдквр (Т) связана с сильной температурной зависимостью гкр для скольжения, небольшая степень деформации которого необходима для начала деформации двойникованием.

Экспериментально установлено, что в [ill], [Oil] ориситациях стали Гадфильда легирование алюминием подавляет развитие деформации двойникованием при Г=300К на пределе текучести и сдвигает его в сторону больших степеней деформации гг>10-И5%. Показано, что легирование алюминием [Til], [Oil] мопокристаллов стали Гадфильда приводит к развитию нланарного типа дислокационной структуры: плоских скоплений, мультпполей, микрополос сдвига. Установлено, что высокие значения коэффициента деформационного упрочпсния в [Oil], [l ll], [OOl] кристаллах стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C, ориентированных для множественного скольжения, на стадии II линейного упрочнения связаны с взаимодействием скользящих дислокаций с мультнполями и мультиполсй друг с другом.

5. На основе анализа дислокационных структур при одиночном скольжении в [012], [123] монокристаллах Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при с < 20% установлена зависимость коэффициента 0 от типа развивающейся дислокационной структуры: высокие значения 0 соответствуют однородному распределению дислокаций (сплав Fe-13Mn-1.3C, 7КЗООК), переход к планарному типу структуры при легировании алюминием или при понижении температуры испытания приводит к уменьшению О (сплав Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при Г=77−673К, Fe-13Mn-1.3C при Г<300К).

6. Впервые экспериментально показано, что понижение температуры испытания Г<300К в [123] кристаллах стали Fe-13Mn-1.3C и [Oil] кристаллов стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C уменьшает степень деформации скольжением, предшествующую двойникованию, и при Т<190К двойниковапие реализуется вблизи предела текучести гг<3%. Понижение температуры испытания до 77К в сталях Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-1.3С приводит к достижению высокопрочного состояния и к развитию деформации двойникованием при с > 1% во всех исследуемых орнептациях.

7. На [Г44], [Til], [OOl], [Г23] монокристаллах Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при деформации растяжением обнаружен переход «хрупкость-вязкость». Экспериментально установлено, что при Г<190К достижение высокого уровня прочности и развитие деформации двойникованием приводит к уменьшению пластичности монокристаллов до гг<12% и обуславливает квазихрупкий характер разрушения. Уменьшение уровня деформирующих напряжений и снижение активности механического двойникования при 7>190К способствует релаксации пиковых напряжений в монокристаллах и приводит к увеличению пластичности н вязкому характеру разрушения.

8. Показано, что в [ill] кристаллах Fe-13Mn-1.3C при Г=300К при сжатии однородное распределение дислокаций при скольжении в нескольких системах одновременно приводит к формированию макроскопических полос сдвига с ранних степеней деформации гг>1%. Границы макрополосы отклонены на небольшой угол от плоскостей скольжения {111} в ГЦК кристаллах н решетка внутри макрополос повернута относительно матрицы па небольшой угол. Экспериментально установлено, что отклонение оси сжатия от точной ориентации [l 11] 11 легирование алюмиппем подавляют образование таких полос. Физической причиной подавления макролокализацин деформации служит переход к планарному скольжению при легировании алюминием, разупрочнение действующих систем скольжения п образование плоских скоплений дислокаций препятствует формированию непрерывной границы локализованных полос и способствует деформации во всем объеме кристалла.

Показать весь текст

Список литературы

  1. The encyclopedia of materials: science and technology — Pergamon, 2001. — 10 000 p.
  2. M.A. Прочность сплавов. М.:МИСИС, 1997. -4.1,2.- 527 с.
  3. А. П. Металловедение. М.:Металлургия, 1977. 647с.
  4. Austenitic manganese steel/Revised by Sabramanyam D. K., Swansiger A. E., Avery H. S. -pp. 822−840.
  5. Т.Ф. Высокомаргапцевнстые стали и сплавы. М.:Металлургия, 1988. 344 с.
  6. Ю.Д., Глазков В. М. Высокомаргаицевая аустеиитиая сталь Г13Л. Вопросы износостойкости. М.:Металлургия, 1969.- 100с.
  7. Н.Г. Высокомаргацевая сталь. М.:Металлургия, 1979. 176с.
  8. Н.Ф. Легированная сталь. М.:Металлургиздат, 1963. 271 с.
  9. М.А., Коваленко И. А. О механизме упрочнения стали Гадфильда // ФММ. -1987. Т.63. — Вып. 1. — С. 172−180.
  10. М.А. Стали с метастабильиым аустеиитом. М: Мир, 1988.-424 с.
  11. Dastur Y.N., Leslie W.C. Mechanism of work hardening in Iladfield manganese steel// Met. Trans. A. 1981. — V.12A. — pp.749−759.
  12. Owen W.S., Grujicic M. Strain aging of austenitic Hadfield manganese steel // Acta mater. -1999. Vol.47. — No. 1. — pp. 111 -126.
  13. Adler P. I I., Olson G.B., Owen W.S. Strain hardening of Hadfield manganese steel// Met. Trans. A.- 1986. V.17A.-pp.1725−1737.
  14. Raghavan K.S., Sastri A.S., Marcinkowski M.J. Nature of work-hardening behavior in Hadfield manganese steel //Trans, of the Met. Society of AIME. 1969. — V.245. — pp. 1569−1575.
  15. Christian J.W., Mahajan S. Deformation twinning // Progress in material science. 1995. -V.39. -pp.1−157.
  16. Narita N., Takamura J. Deformation twinning in fee and bcc metals // Dislocations in Solids. -1992. V.9. — pp.135−189.
  17. Narita N., Takamura J. Deformation twinning in silver- and copper-alloy crystals // Scripta metal. 1975. — Vol.9. — pp.1001−1028.
  18. И.В. Механизмы деформации и разрушения монокристаллов высокоазотистых нержавеющих сталей: Дне. .канд. физ.-мат. наук. Томск, 1988. — 216 с.
  19. В.Ф. Закономерности деформационного упрочнения и эффектов сверхэластичиости прн двойпиковаиии и скольжении монокристаллов Си-А1-Со с иекогерентпымн частицами: Дис. .каид. физ.-мат. наук.-Томск, 1985.-263 с.
  20. Ли Л. М. Закономерности скольжения и двойниковапия в дисперсионно-твсрдсющих монокристаллах сплавов Cu-Ti-Al: Дис. .канд. физ.-мат. паук. Томск, 1987. -255 с.
  21. . Дислокационные механизмы пластической деформации и разрушения высокопрочных гетерофазных монокристаллов Cu-Ni-Sn: Дис. .канд. физ.-мат. наук. -Томск, 1988.-216 с.
  22. Е.И. Механизмы деформации высокопрочных монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда: Дис. .канд. физ.-мат. паук. Томск, 2000. -303 с.
  23. Zuidcma В.К., Subramanyam D.K., Leslie W.C. The effect of aluminum on the work hardening and wear resistance of Hadfield manganese steel // Met. Trans. A. 1987. — V.18A. — pp. 16 291 639.
  24. Классен-Нсклюдова M.B. Механическое двойниковапие кристаллов. М.:Из-во АН СССР, 1960.-261 с.
  25. Кап Р.У., Хаазсп П. Физическое металловедение. М: Металлургия. — 1987. — Т.З. — 662 с.
  26. А., Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах. М: Мир. — 1974. — 496с.
  27. Р. Пластическая деформация металлов. М: Мир. — 1972. — 408 с.
  28. . Дислокации. М: Мир. — 1967. — 634 с.
  29. Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М: Атомиздат. — 1972. — 600с.
  30. Я.Д., Бабарэко А. А., Владимиров С. А., Эгиз И. В. Теория образования текстур в металлах и сплавах. -М.:Наука. 1979. — 343с.
  31. А.А. Образование областей с переориентированной решеткой при деформации моио- и поликристаллов // Некоторые вопросы физики пластичности кристаллов. № 3.-Москва, 1960. — С.12−67.
  32. Paris H.G., LeFevrc B.G. Deformation twinning in ordered CuPt // Mat.Res.Bull. 1972. — V.7. -pp.1109−1116.
  33. Boiling G.B. Richman R.H. Continual mcchanical twinning // Acta Met. 1965. — V.13. -pp.709−757.
  34. Hansson В., Barnes R. S. On order twinning in AuCu // Acta Met. 1964. — V.12. — pp.315 319.
  35. Calm R.W., Coll J.A. Twinning in iron-aluminium alloys // Acta Met. 1961. — V.9. — pp. 138 148.
  36. Murr L.E., Trillo E.A., Bujanda A.A., Martinez N.E. Comparison of residual microstructures associated with impact craters in fee stainless steel and bcc iron targets: the microtwin versus microband issue // Acta Mat. 2002. — V.50. -pp. 121−131.
  37. Niewczas M., Englcr О., Embury J.D. The reerystallization of copper single crystals deformed at 4.2K // Acta Mat. 2004. — V.52. -pp.539−552.
  38. Kawazoe II., Niewczas M. Dislocation microstructures and surface morphology in fatigued fine-grained copper polycrystals // Phil. Mag. 2004. — V.84. — No.3−5. — pp.381−399.
  39. Chiba A., Li X.G., Kim M.S. High work-hardening rate and deformation twinning of Co-Ni-based superalloy at elevated temperatures // Phil. Mag. A. 1999. — V.79. — No.7. — pp. 15 331 554.
  40. Byun T.S., Hashimoto N., Farrell K. Temperature dependence of strain hardening and plastic instability behaviors in austenitic stainless steels // Acta Materilia. 2004. — V.52. — pp.38 893 899.
  41. Byun T.S., Lee E.H., Hunn J.D. Plastic deformation in 316LN stainless steel characterization of deformation microstructures // Journal of Nuclear Materials. — 2003. — V.321. — pp.29−39.
  42. Gray III G.T. Deformation twinning in Al-4.8%Mg // Acta met. -1988. V.36. — No.7.- pp. 1745−1754.
  43. Rohatgi A., Vecchio K.S., Gray III G.T. A metallographic and quantative analisis of the influence of stacking fault energy on shock-hardening in Cu and Cu-Al alloys // Acta mater. -2001. V.49. — pp.427−438.
  44. Szczerba M.S., Bajor Т., Tokarski T. Is there a critical resolved shear stress for twinning in face-centred cubic crystals? // Phil. Mag. 2004. — V.84. — No.3−5. — pp.481−502.
  45. Szczerba M.S. On the behavior of mechanical twinning in Cu-Al single crystals // Materials Science and Engineering A. 1997. — V.234−236. — pp. 1057−1061.
  46. Grassel O., Kriiger L., Frommeyer G., Meyer L.W. High strength Fe-Mn-(Al, Si) TRIP/TWIP steels development properties — application // International Journal of Plasticity. — 2000. -V.16. -pp.1391−1409.
  47. Liao X.Z., Zhou F., Lavernia E.J., He D.W., Zhu Y.T. Deformation twins in nanocrystalline A1 // Applied physics letters. 2003. — V.83. — No.24. — pp.5062−5064.
  48. Liao X.Z., Zhao Y.H., Srinivasan S.G., Zhu Y.T., Valiev R.Z., Gunderov D.V. Deformation twins in nanocrystalline copper at room temperature and low strain rate // Applied physics letters. 2004. — V.84. — No.4. — pp.592−594.
  49. Chen M., Ma E., Hemker K.J., Sheng H., Wang Y., Cheng X. Deformation twinning in nanocrystalline aluminum // Science. 2003. — V.300. — pp. 1275−1277.
  50. Yao Z., Schiiublin R., Victoria M. Tensile properties of irradiated Cu single crystals and their temperature dependence // Journal of Nuclear Materials. -2004. V.329−333. — pp.1127−1132.
  51. Weiner D. Mechanical twinning in Cu single crystals // Acta metallurgica. 1972. — V.20. -pp.1235−1239.
  52. Thornton P.R., Mitchell Т.Е. Deformation twinning in alloys at low temperature // Phil. Mag. -1962. V.7. — No.6. — pp.361−375.
  53. Miura S., Takamura J., Narita N. Orientation dependence of the flow stress for twinning in silver crystals // Strength Metals and Alloys: Proc. Int. Conf. Tokio, 1968. pp. 555−562.
  54. Narita N., Vmemodo Т., Takamura J., Jamamoto A. The unelastic effects due to deformation twins in Cu-Ge alloys crystals // J. Japan Inst. Metals. 1978. — V.42. — No. 12. — pp.11 901 199.
  55. Meyers M.A., Vohringer O., Lubarda V.A. The onset of twinning in metals: a constitutive description // Acta mater. 2001. — V.49. — pp.4025−4039.
  56. Ramaswami B. Deformation twinning in face-centered cubic crystals // Journal of applied physics. 1965. — V.36. — No.8. — pp.2569−2570.
  57. Nolder R.I., Thomas G. Mechanical twinning in nickel // Acta met. 1963. — V. l 1. — No.8. -pp.994−995.
  58. В.В., Компнк C.II. Механическое двойникование в меди на- твердых растворах Cu-Al // ФММ. 1979. — Т.47. — Вып. 1. — с. 194−201.
  59. И.В., Чумляков Ю. И., Лузгинова Н. В. Скольжение и двойникование в монокристаллах аустеиитных нержавеющих сталей с азотом // ФММ. 2002. — Т.94. -№ 5. -С.92−104.
  60. Venables J.A. The electron microscopy of deformation twinning // J. Phys. And Chem. Solids. -1964. V.25. — No.7. — pp.685−692.
  61. Venables J.A. The nucleation and propagation of deformation twinning // J. Phys. And Chem. Solids. 1964. — V.25. — No.7. — pp.693−700.
  62. Cohen J.В., Weertman J.A. A dislocation model for twinning in fee metals // Acta Met. 1963. -V.ll. — pp.996−998.
  63. Fujita H., Mori T. A formation of deformation twins in FCC materials // Scripta metal. 1975. -V.9.-pp.631−636.
  64. Mahajan S., Chin G.Y. Formation of deformation twins in FCC metals // Acta Met. 1973. -V.21. -No.10. -pp.1353−1363.
  65. Pirouz P., Hazzledine P. Cross-slip and twinning in semiconductors // Scripta Mater. 1991. -V.25.-pp.1167−1172.
  66. Pirouz P. Deformation twinning in bulk and thin film semiconductors // Twinning and Advanced Materials / Edited by You M. II. and Wutting M. The Minerals, Metals and Material Society, 1994. pp.275−295.
  67. Lagerlof K.P.D., Castaing J., Pirouz P., Heuer A.II. Nucleation and growth of deformation twins: a perspective based on the double-cross-slip mechanism of deformation twinning // Phil. Mag. A. 2002. — V.82. — No. 15. — pp.2841−2854.
  68. He A., Lagerlof K.P.D., Castaing J., Heuer A.II. Considerations of the double-cross-slip mechanism for basal and rhombohedral twinning in sapphire (а-А^Оз) // Phil. Mag. A. 2002. — V.82. — No. 15. — pp.2855−2867.
  69. Weertman J., Weertman J.R. Elementary dislocation theory. New York: Oxford University Press., 1992.- pp. 135−189.
  70. Remy L. Twin-twin interaction in FCC crystals // Scripta Met. 1977. — Vol.11. — pp. 169−172.
  71. Remy L. The interaction between slip and twinning systems and the influence of twinning on the mechanical behavior of fee metals and alloys // Metallurgical Transaction A. 1981. -V. 12Л. — pp.387−408.
  72. Remy L. Kinetics of FCC deformation twinning and its relationship to stress-strain behaviour // Acta metal. 1978. — V.26. — pp.443−451.
  73. MuIIner P., Romanov A.E. Internal twinning in deformation twinning // Acta mater. 2000. -V.48. — pp.2323−2337.
  74. Mullner P., Solenthaler C., Speidel M.O. The intersection of deformation twins // Twinning in Advanced materials. 1994. — pp. 483−490.
  75. Mullner P. On the ductile to brittle transition in austenitic steel // Mater. Science and Engineering. 1997. — V. A234−236. — pp.94−97.
  76. Mullner P., Solenthaler C. On the effect of deformation twinning on defect densities // Mater. Science and Engineering. 1997. — V. A230. — pp. 107−115.
  77. Cahn J.W. Thermodynamic and structural changes in deformation twinning of alloys // Acta Met.-1977.-V.25. pp.1021−1026.
  78. Бернер P, Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. М.:Мир, 1969. -272с.
  79. Ф.Р., Базинский З. С., Холт Д. Б. Пластичность чистых монокристаллов. -М.:Металлургия, 1967.- 214 с.
  80. В.Е., Дударсв Е. Ф., Бушнев J1.C. Структура и механические свойства твердых растворов замещения. М: Металлургия, 1971.-205 с.
  81. Х.Дж. Сплавы внедрения. М: Мир, 1971.-424 с.
  82. Kuhlmann-Wildorf D. Advancing towards constitutive equations for the metal industry via the LEDS theory // Met. And Mat. Trans. A. 2004. — Vol.35 A. — pp.369−418.
  83. Kuhlmann-Wildorf D. Theory of Plastic deformation: properties of low energy dislocation structures // Mater. Science and Engineering. — 1989. — V. A113. — pp. 1−41.
  84. Sun Ig Hong, Laird C. Mechanisms о slip mode modification in FCC solid solutions // Acta metall. Mater. 1990. — V.38. -No.8. — pp. l581−1594.
  85. Е.Ф., Корниенко Jl.A., Бакач Г. П. Влияние энергии дефекта упаковки на развитие дислокационной субструктуры, деформационное упрочнение и пластичность ГЦК твердых растворов//Изв. ВУЗов. Физика. 1991.-Т.34. — № 3.-с.35−46.
  86. Jackson P.J. Dislocation modeling of shear in fee crystals // Progress in Materials Scicnce. -1985.-V.29. -pp.139−175.
  87. Волосевич П. 10., Гриднев B.H., Петров Ю. Н. Влияние углерода на энергию дефекта упаковки аустенита в марганцевых сталях // ФММ. 1975. — Т.40. — Вып. 3. — С.554−559.
  88. В.Г., Дузь В. А., Ефнменко С. П., Квасневскнй О. Г. Взаимодействие атомов углерода и азота с дислокациями в аустепитс // ФММ. 1987. — Т.64. — Вып.6. — С.1132−1135.
  89. В.П., Любимов М. Г., Мпшутин Е. А., Степанова II.II., Смирнов Л. Сегрегация примесей на свободной поверхности стали Гадфильда при нагреве // ФММ. 1989. -Т.68.- Вып. 5.-С.910−915.
  90. Copley S.M., Kear В.И. The dependence of the width of a dissociated dislocation on dislocation velocity // Acta Met. 1968. — V. 16. — No.2. — p.231 -237.
  91. C.C., Скаков Ю. А., Расторгуев Л. Н. Рентгенография и электронно-оптический анализ. М.:МИСИС, 2002. — 358 с.
  92. Л.И. Рентгеиоструктурпый контроль машиностроительных материалов -М.:Машнпостроеппе, 1979. 134 с.
  93. Г., Горппдж М.Дж. Просвечивающая электронная микроскопия материалов. -М.:11аука, 1983.-317 с.
  94. П., Хови Ф., Николеон Р., Уэлап М. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.:Мпр, 1968.-574 с.
  95. JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. -М.:Металлургия, 1973. 583 с.
  96. Williams D.B., Carter С.В. Transmission electron microscopy: a textbook for materials science. New York: Plenum Press, 1996. — 730 p.
  97. Л.С., Колобов Ю. Р., Мышляев М. М. Основы электронной микроскопии. -Томск:Из-во ТГУ, 1990.-218 с.
  98. А.Н. Элементарные оценки ошибок измерения. М.:11аука, 1968. — 96с.
  99. П. Оценка точности результатов измерений. М.:Энергоатомиздат, 1988. -88с.
  100. В.Г., Смук С. Ю., Ягодзинский Ю. Н. Механизмы низкотемпературного упрочнения хромникельмаргапцевых азотсодержащих сталей // Высокоазотистые стали: Труды конференции. Киев, 1990. С. 98−105.
  101. Robinson J.M., Shaw М.Р. Microstructural and mechanical influences on dynamic strain aging fenomena // International Materials reviews. 1994. — V.39. — No.3. — pp.113−122.
  102. В.Ф. Исследование деформационного старения, процессов выделения новых фаз и влияния их па свойства ряда аустеиитпых сплавов: Дне. .доктора, физ.-мат. наук.-Томск, 1973.-563 с.
  103. В.К., Гуль Ю. П., Долженков И. Е. Деформационное старение сплавов. -М.'Металлургия, 1972. 320с.
  104. R.C. Л mechanism for the negative streinOratc sensitivity of dilute solid solutions // Acta materialia. 2004. — V.52. — pp.3447−3458.
  105. Picu R.C., Zhang D. Atomistic study of pipe diffusion in Al-Mg alloy // Acta materialia. -2004.-V.52.-pp.161−171.
  106. Ю.И., Киреева И. В., Коротаев А. Д. Пластическая деформация монокристаллов аустенитной нержавеющей стали, упрочненной азотом. I. Ориентацнонная н температурная зависимость критических скалывающих напряжений // ФММ. 1992. — № 4. — с. 153−160.
  107. И.В., Чумляков Ю. И., Лузгннова II.В. Ориентацнонная зависимость критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Fe-26Cr-32Ni-3Mo с азотом // ФММ. 2002. — Т.93. — № 4. — с.88−98.
  108. Технологический отчет ТОЛА // Днепропетровск. 1988. — 100 с.
  109. Е.Г., Киреева И. В., Чумляков Ю. И., Ефимепко С. П., Сехитоглу С. П., Караман И. Механизмы деформации и деформационное упрочнение монокристаллов стали Гадфильда, легированной алюминием // ДАН. 2002. — Т. 385. — № 3. — с. 328−331.
  110. Л.П., Белоусов Г. С., Омельчепко Л. В., Сопшиков В. И., Голиков В. Л. Упрочнение высокомарганцевого аустепита азотом // Высокоазотистые стали: Труды конференции.-Киев, 1990, С. 106−118.
  111. Uggowitzer P.J., Harzenmoser М. Strengthening of austenitic stainless steel by nitrogen // High nitrogen steel: proceedings of the international conference. Lille, France, 1988. pp. 174 179.
  112. B.H., Гаврилюк В. Г., Надутов В. М., Татарепко В. Л. Взаимодействие и распределение атомов в ГЦК сплаве Fe-Mn-C // ДЛН СССР. 1986. — Т.288. — № 2.• С.362−365.
  113. П.Л., Родионов ЮЛ., Ли Ю.А. Перераспределение атомов углерода в субмнкрообъемах сталей // ФММ. 1975. — Т.39. — Вып.6. — С. 1211−1217.
  114. B.II., Гаврилюк В. Г., Надутов В. М., Татарепко В. А. Распределение углерода в сплавах Fe-Ni-C и Fe-Mn-C с ГЦК решеткой // ФММ. 1989. — Т.68. — Вып.5. — С.931−940.
  115. Karaman I., Sehitoglu Н., Beaudoin A.J., Chumlyakov Yu.I., Maier H.J., Tome C.N. Modeling the deformation behavior of Hadfield steel single and polycrystals due to twinning and slip // Acta mater. 2000. — V.48. — pp.2031 -2047.
  116. Karaman I. The competing effects of slip and twinning on the deformation of Hadfieldmanganese steel single and polycrystals: PhD Thesis Urbana, Illinois, 2000. -215 c.
  117. O.B. Иванова, Ю. И. Чумляков, С. П. Ефнменко. Дислокационная модель орпептацнонной зависимости и ассиметрнн критических скалывающих напряжений монокристаллов аустенитной нержавеющей стали, упрочненной азотом // Металлы. -1998,-№ 26.- С.68−73.
  118. O.V.Ivanova, Chumlyakov Yu.I. Solid solution hardening of austenitic stainless steel single crystals with high nitrogen content // ISIJ International. V.36. — No. 12. — pp. 1494−1499.
  119. Goodchild D., Roberts W.T., Wilson D.V. Plastic deformation and phase transformation in texured austenitic stainless steel//Acta met. 1970. -V.18. — pp. 1137−1145.
  120. Byun T.S. On the stress dependence of partial dislocation separation and deformation microstructure in austenitic stainless steel//Acta mater.-2003.-V.51.- pp. 3063−3071.
  121. Nembach E. Hardening by coherent precipitates having a lattice mismatch: the effect of dislocation splitting// Scripta Metallurgica. 1984. — V. 18. — pp. 105−110.
  122. X., Карамаи И. Влияние концентрации атомов внедрения и старения на свойства монокристаллов стали Гадфильда // Физическая мезомехаипка. 2001. — Т.4. -№ 2. — С.77−91.
  123. Canadinc D., Sehitoglu Н., Maier II.J., Chumlyakov Y.I. Strain hardening behavior of aluminum alloyed Hadfield steel single crystals // Acta mater. 2005. — V.53. — pp. 1831 -1842.
  124. Чумляков 10.И., Кнреева И. В., Ефимепко С. П., Иванова О. В., Коротаев А. Д., Ченель Е. В. Пластическая деформация высокоазотистых монокристаллов аустенитной• нержавеющей стали // ДА11. 1995. — Т.340. — № 4. — с. 486−489.
  125. Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V., Litvinova E.I., Zaharova E.G., Luzginova N.V., Sehitoglu
  126. H., Karaman I, Strain Hardening in Single Crystals of Hadfield Steel // The Physics of Metals and Metallography. 2000. — V.90. — Suppl. 1. — pp. S 1 -S17.
  127. Е.Г., Киреева И. В., Чумляков Ю. И., Майер Г. Влияние легирования алюминием па механизмы деформационного упрочнения монокристаллов аустенитной стали Гадфильда // Физическая мезомехапика. 2004. — Т.7. — Ч. 1. — С.233−236.
  128. Ю.И., Киреева И. В., Литвинова Е. И., Захарова Е. Г., Лузгинова II.В., Ефименко С. П., Ссйхитоглу X., Караман И. Двойниковаиие в монокристаллах стали Гадфильда // Доклады академии наук. 2000. — Т.371. 1. — С.45−48.
  129. Wang Z. Cyclic deformation response of planar-slip materials and a new criterion for the wavy-to-planar-slip transition // Philosophical Magazine. 2004. — V.84. — No.3−5. — pp.351 379.Ь
  130. Е.Ф., Корниенко Л. Л., Бакач Г. П. Влпяиие энергии дефекта упаковки па развитие дислокационной субструктуры, деформационное упрочпеппе и пластичность ГЦК твердых растворов // Изв. ВУЗов. Физика. 1991. — Т.34. — № 3. — С.35−46.
  131. В.И. Физическая природа разрушения металлов. М.: Металлургия, 1984.-280 с.
  132. Robinson J.M., Shaw М.Р. Microstructural and mechanical influences on dynamic strain aging fenomena // International Materials reviews. 1994. — V.39. — No.3. — pp.113−122.
  133. Neuhauser H. Plastic instabilities and deformation of mctals/Dcfects and Materials Instabilities. Academic Pablishcrs, 1990. pp. 241−276.
  134. Muhlhaus II.-B. Continuum Models for Materials with microstructure/Continium models for materials with microstructure. John Willey&Sons Ltd., 1995. — pp.395−450.
  135. Чумляков 10.И. Природа деформационного урночнепня и механизмы деформации поли- и монокристаллов сплавов Си-А1-Со с искогерептпыми частицами: Дис. .капд. физ.-мат. наук. Томск, 1980. — 234 с.
  136. Ю.И., Коротаев А. Д., Ульянычсва В. Ф. Ориснтациоипая зависимость механизма разрушения высокопрочных монокристаллов // ФММ. 1992. — № 9. — С. 155 160.
  137. P., Solenthaler С., Uggowitzcr P. J., Spcidcl М. О. Brittle fracture in austenitic steel // Acta Mctall. Mater. 1994. — V.42. — No.7. — pp.2211−2217.
  138. Chang Y.W., Asaro R.J. An experimental study of shear localization in aluminum-copper single crystals//Acta. Met. 1981. — V.29. — pp. 241−257.
  139. Dao M., Asaro R.J. Coarse slip bands and the transition to microscopic shear bands // Scripta Mat. 1994. — V.30. — pp.791−796.
Заполнить форму текущей работой

Сессия? Спокойно!