CC BY
165
УДК 669.14:539.4
ВЛИЯНИЕ ИСХОДНОГО СОСТОЯНИЯ НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА, ФОРМИРУЕМЫЕ ПРИ РАВНОКАНАЛЬНОМ УГЛОВОМ ПРЕССОВАНИИ
Астафурова Елена Геннадьевна,
д-р физ.-мат. наук, доцент, ст. науч. сотр. Федерального государственного бюджетного учреждения науки Института физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук, Россия, 634Q21, г. Томск, пр. Академический, 2/4. E-mail: [email protected]
Майер Галина Геннадьевна,
канд. физ.-мат. наук, мл. науч. сотр. Федерального государственного бюджетного учреждения науки Института физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук, Россия, 634Q21, г. Томск, пр. Академический, 2/4. E-mail: [email protected]
Найденкин Евгений Владимирович,
канд. физ.-мат. наук, заведующий лабораторией физического материаловедения Федерального государственного бюджетного учреждения науки Института физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук, Россия, 634Q21, г. Томск, пр. Академический, 2/4. E-mail: [email protected]
Рааб Георгий Иосифович,
д-р техн. наук, доцент, заместитель директора по новым технологиям Научно-исследовательского института физики перспективных материалов государственного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Уфимский государственный авиационный технический университет», Россия, Республика Башкортостан, 45QQ25, г. Уфа, ул. Карла Маркса, д. 12. E-mail: [email protected]
Одесский Павел Дмитриевич,
д-р техн. наук, профессор, заведующий сектором лаборатории филиала Федерального государственного
унитарного предприятия «Научно-исследовательский центр "Строительство" -"Центральный научно-исследовательский институт строительных конструкций имени В.А. Кучеренко"», Россия, 109428, г. Москва, ул. 2-я Индустриальная, д. 6. E-mail: [email protected]
Добаткин Сергей Владимирович,
д-р техн. наук, профессор, заведующий лабораторией металловедения цветных и легких металлов
Федерального государственного бюджетного учреждения науки Института металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова Российской академии наук, Россия, 119991, г. Москва, Ленинский проспект, 49. E-mail: [email protected]
Методами оптической металлографии, просвечивающей электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа проведены исследования микроструктуры и фазового состава низкоуглеродистых сталей 10Г2ФТи 06МБФ, подвергнутых интенсивной пластической деформации методом равноканального углового прессования из различных исходных состояний (после нормализации, закалки, закалки и последующего высокого отпуска). Независимо от исходного структурно-фазового состояния при равноканальном угловом прессовании в исследуемых сталях формируется субмикрокристаллическая зеренно-субзенная структура с размером элементов &3QQ нм (феррит), стабилизированная дисперсными частицами. При близком размере элементов субструктуры после равноканального углового прессования исследуемые состояния характеризуются различным уровнем прочностных свойств: наибольшими значениями предела текучести и микротвердости обладает сталь ЮГ2ФТ, сформированная из исходно закаленного состояния (<702=1125 МПа, H=3,7 ГПа), в сравнении со сталями 10Г2ФТ и 06МБФ, полученными из двух других состояний (a0i2=96Q-99Q МПа, H=3,1~3,3 ГПа). Проанализированы основные физические факторы, определяющие характер субмикрокристаллической структуры низкоуглеродистых сталей после интенсивной пластической деформации, и проведена оценка вклада основных механизмов упрочнения в предел текучести стали.
Ключевые слова:
Низкоуглеродистая сталь, равноканальное угловое прессование, феррит, перлит, мартенсит, дисперсионное твердение, ульт-рамелкозернистая структура, кривые течения, микротвердость.
Введение риалов, поэтому улучшение комплекса их эксплу-
Низкоуглеродистые стали являются важным атационных свойств шгат важное фундаменталь-
классом промышленных конструкционных мате- ное и прикладное значение и является актуальным
направлением физического металловедения. Одним из перспективных способов повышения прочностных и пластических характеристик таких материалов является модификация их структуры методами интенсивной пластической деформации (ИПД) [1]. Значительное измельчение исходной зе-ренной структуры и получение субмикрокристал-лических (СМК) и нанокристаллических (НК) структурных состояний при подобного рода воздействиях позволяет сформировать высокопрочные состояния без изменения химического состава заготовки [1, 2]. К настоящему времени в работах отечественных и зарубежных авторов показана возможность повышения механических свойств пластичных металлов (Си, N1, А1, Т1 и др.) за счет формирования в них НК и СМК структурных состояний, и достигнут существенный прогресс в понимании физических процессов, протекающих при ИПД металлов и сплавов на их основе, в том числе и сталей различных классов [1-13]. Тем не менее, механизмы, обуславливающие изменения структуры и свойств в таком технологически важном классе материалов, как стали, изучены недостаточно подробно, это связано со сложностями сохранения оснастки при деформировании сталей методами ИПД, с многообразием композиций и структурно-фазовых состояний в них [7-12].
Одной из важных фундаментальных проблем, возникающих при создании СМК и НК сталей, является поиск путей управления структурно-фазовым состоянием, формирующимся при ИПД. Выбор исходной структуры стали или её оптимизация является одним из способов управления параметрами и прочностными характеристиками таких состояний. В работах, посвященных ИПД низкоуглеродистых сталей, авторы ограничивались чаще всего исследованиями материалов с исходно феррито-перлитной структурой из-за удобства деформирования [9, 11, 12]. Систематических сравнительных исследований и анализа структурнофазовых состояний при ИПД сталей с различной исходной структурой проведено мало [8]. При этом оптимизация исходного состояния может способствовать получению однородного распределения карбидов в структуре сталей после ИПД, повышая тем самым, эффективность дисперсионного твердения, увеличивая прочность и устойчивость СМК и НК структур к высокотемпературным отжигам.
Цель данной работы - выявить влияние исходной структуры (феррито-перлитной после нормализации, мартенситной после закалки, ферритной после закалки и последующего высокого отпуска) на особенности структурно-фазового состояния и механические свойства низкоуглеродистых сталей 10Г2ФТ и 06МБФ, формируемые при равноканальном угловом прессовании.
Материалы и методика исследования
В качестве объекта исследования были выбраны низкоуглеродистые стали 10Г2ФТ ^е-1,1Мп-0,1Сг-0,1Ш-0,1А1-0^1-0,1Р-0,Ш-0,1У-0,1С,
мас. %) и 06МБФ (Fe-0,1Mo-0,6Mn-0,8Cr-0,2Ni-
0,3Si-0,2Cu-0,03Nb-0,1V-0,09C). Для получения феррито-перлитной структуры сталь 10Г2ФТ после горячей ковки (температура конца ковки ~1000 °С, охлаждение на воздухе) подвергали нормализации 30 мин при 950 °С. После закалки от 1180 °С (выдержка 30 мин) в воду в стали 10Г2ФТ получали структуру мартенсита самоотпуска. Сталь 06МБФ закаливали от 920 °С (30 мин), затем проводили высокий отпуск (улучшение) при температуре 670 °С (1 ч). В результате такой обработки в стали 06МБФ получали ферритную с карбидами (сорбитную) структуру. Для указания различий в исходной обработке сталей по тексту статьи будем называть эти структурные состояния ферри-то-перлитным, мартенситным и ферритным соответственно.
Субмикрокристаллическую структуру в сталях формировали методом теплого равноканального углового прессования (РКУП): режим ВС, угол сопряжения между каналами (Ф) составлял 120°, N=4 прохода при Т=200 °С (0,3 Тпл) для стали 10Г2ФТ с феррито-перлитной структурой; N=4 при Т=400 °С (0,4 Тпл) для стали 10Г2ФТ с мартенситной структурой; N=6 при Т=300 °С (0,3Тпл) для стали 06МБФ со структурой феррита. Эквивалентную деформацию, реализуемую при РКУП, рассчитывали по соотношению [1]:
£« = N^3ctg(U,/2),
для стали 10Г2ФТ она составила 2,7, для 06МБФ - 4,0.
Анализ структуры выполняли с использованием оптического микроскопа Olympus GX-71, просвечивающих электронных микроскопов (ПЭМ) Philips CM200, Philips CM30 при ускоряющем напряжении 200 и 300 кВ. Средний размер элементов структуры (размер зерен, фрагментов, дисперсных фаз) определяли методом секущих по оптическим и электронно-микроскопическим изображениям [14, 15]. Микродифракционные картины получали с площади 0,5 или 1,4 мкм2. Индицирова-ние микроэлектронограмм осуществляли стандартным способом [14].
Для рентгеновских исследований использовали дифрактометр Shimadzu XRD-6000 (с монохроматором, Cu Ka излучение). Оценку плотности дислокаций проводили на основе анализа профилей Брегговских максимумов по формуле:
p=2V3<4li>1/7(D№&),
где Dhkl и (£ш>1/2 - усредненные по объему величины размеров областей когерентного рассеяния и микронапряжений в направлении, перпендикулярном к плоскости (hkl); b - вектор Бюргерса дислокации (для a-железа b=0,248 нм) [16].
Образцы для механических испытаний растяжением вырезали в форме двойных лопаток с размером рабочей части 2,6x0,5x10 мм3в продольном сечении заготовок, подвергнутых РКУП. Поверхность образцов механически шлифовали и электролитически полировали в растворе: 25 г
CrO3+250 мл H3PO4. Растяжение образцов проводили на электромеханической установке Instron 3369 при комнатной температуре со скоростью 3,5-10-3с-1. Микротвердость сталей определяли на приборах ПМТ-3 и Duramin 5 с нагрузкой на ин-дентор 200 г.
Результаты и обсуждение
Исходная структура нормализованной стали 10Г2ФТ до РКУП состояла из смеси феррита и пластинчатого перлита (средний размер зерна феррита 4,2 мкм, расстояние между пластинами цементита 45 нм). После закалки сталь 10Г2ФТ имела структуру мартенсита самоотпуска со средним размером бывшего аустенитного зерна 20 мкм и средней шириной мартенситных пластин 0,15 мкм. Закалка стали 06МБФ и последующий высокотемпературный отпуск (улучшение) привели к формированию полиэдрического феррита с размером зерна 2,4 мкм и пластинчатого феррита с толщиной пластин 0,4 мкм. Во всех исходных состояниях наблюдали систему мелких (<20 нм) и крупных карбидов различного состава, расположенных на границах и в теле зерен (табл. 1). Подробное описание исходной структуры сталей приведено в работах [17, 18].
Независимо от исходного состояния сталей, РКУП привело к формированию СМК (суб) структуры с размером элементов «300 нм (рис. 1, табл. 1). После РКУП структура во всех исследуемых сталях представляет собой ферритно-карбидную смесь. Характер распределения рефлексов на мик-роэлектронограммах говорит о присутствии высокоугловых разориентировок между структурными элементами, а их азимутальные размытия свидетельствуют о малоугловых разориентировках и высоком уровне внутренних напряжений в зернах (рис. 1 а, б, в, вклейки).
При РКУП стали с феррито-перлитной структурой происходит фрагментация и частичная сфе-роидизация цементита в перлите, но не наблюдается его полного растворения (табл. 1). После деформации на электронно-микроскопических изображениях различима исходно пластинчатая морфология перлита, хотя пластины деформированы
(рис. 1, а, вклейка). Независимо от исходной структуры стали, в результате РКУП уменьшаются размеры дисперсных частиц, обнаруженных методами просвечивающей электронной микроскопии (табл. 1).
РКУП вызывает снижение интенсивности и значительное уширение рентгеновских линий. Данные о размере областей когерентного рассеяния (ОКР) и величинах микродеформации крис-ыталлической решетки (Ай/й), микронапряжениях до и после РКУП представлены в табл. 2. Значения Ай/й в процессе РКУП исследуемых сталей увеличиваются на порядок от ~10-4 до ~10-3, размеры ОКР уменьшаются до 25-50 нм, что свидетельствует о сильной фрагментации микроструктуры и наличии больших внутренних напряжений (170-420 МПа) после РКУП. Значения плотности дислокаций р после РКУП, рассчитанные по уши-рению рентгеновских линий, составляют ~1010см-2, эти значения на порядок выше плотности дислокаций в исходных состояниях ~109см-2 (табл. 2). Метод рентгеноструктурного анализа (РСА) дает интегральные характеристики материалов, а метод ПЭМ - локальные, позволяя учитывать различия в значениях р между отдельными зернами и фрагментами разной морфологии. Величины плотности дислокаций, рассчитанные по ПЭМ изображениям, также приведены в табл. 2, они в большинстве случаев совпадают с данными, полученными при анализе ширины рентгеновских линий.
Данные микроструктурных исследований находятся в полном соответствии с результатами измерения механических свойств исследуемых сталей. На рис. 2 представлены кривые «напряжение-деформация» для сталей 10Г2ФТ и 06МБФ в исходном состоянии и после РКУП. До РКУП стали с фер-рито-перлитной и ферритной структурами характеризовались низкими значениями предела текучести <г0,2=460-480 МПа и значительным удлинением до разрушения 13-18 % (рис. 2 а, в, кривые 1). Деформация развивалась в три стадии. Первая стадия -пластическая деформация на плато, следующим за зубом текучести и отвечающим нижнему пределу текучести 1 %<е<3 % - происходила путем зарождения и распространения полос Людерса-Чернова.
Таблица 1. Влияние равноканального углового прессования на размер (суб) зерна, состав и размер карбидов в исследуемых сталях
Исходная структура (до РКУП) Феррито-перлитная Мартенситная Ферритная
Размер (суб) зерна, нм
Исходное состояние 4200±1600 (феррит) 20000 (бывш. аустенит), 150 (пластины) 2400±1200 (глобулы), 390±200(пластины)
После РКУП 260±90 (феррит) 310±110 (феррит) 325±200 (феррит)
Состав карбидов (их размер, нм)
Исходное состояние MC* (15-20) M3C** (45) MC* (5-10) M3C*** (5), M3C*(60) M3C* (15-20) M6C, M23C6, M3C* (90)
После РКУП МС, M8C7, M3C* (<10) M3C**(20) M23Q, M6C* (<5) M3C*(35) M8C7, M3C* (<5) M6C, M23C6, M3C* (70)
Примечание: * - сферические частицы; ** - пластины; *** - прослойки.
Рис. 1. Светлопольные (а~в) и темнопольные (г~е) ПЭМ-изображения состояний, сформированных при РКУП сталей с исходно феррито-перлитной (а, г), мартенситной (б, д) и ферритной (в, е) структурами. Темнопольные изображения получены в рефлексах Fea. Микродифракционные картины сняты с площади 1,4 мкм2 (а) и 0,5 мкм2 (б, в)
Появление зуба текучести в исходных образцах стали 10Г2ФТ и 06МБФ связано с тем, что дислокации могут быть заблокированы атомами примесных элементов или карбидами, что и приводит к локализации деформации на первой стадии. Затем следуют стадия с коэффициентом деформационного упрочнения 0=5/5=1200-1600 МПа и стадия образования шейки.
РКУП приводит к существенному изменению вида кривых «напряжение-деформация» для сталей с исходно феррито-перлитной и ферритной структурами. На кривых исчезает площадка текучести, предел текучести и прочности возрастает (ст02=9б0-990 МПа, ств=1000-1040 МПа), общее удлинение до разрушения значительно уменьшается (рис. 2 а, в, кривые 2). В исходном ферритоперлитном состоянии микротвердость стали 10Г2ФТ составляла 1,6 ГПа, после РКУП она возросла до 3,1 ГПа. Для стали 06МБФ РКУП приводит к росту микротвердости от 2,1 до 3,3 ГПа. Высокие прочностные свойства после РКУП могут быть обусловлены упрочнением, связанным с уменьшением среднего размера структурных элемен-
тов, дисперсионным твердением, высоким уровнем внутренних напряжений и дислокациями, накопленными в результате РКУП.
Таблица 2. Влияние РКУП на микродеформацию кристалли■ ческой решетки <£ш)1/2, значения ОКР и плотность дислокаций р в исследуемых сталях
Исходная структура (до РКУП) феррито- перлитная мартен- ситная ферритная
(еш)1/2 (микронапряжения II рода, МПа)
Исходное состояние 3-10-4 (65) 4-10-4 (85) 2-10-4 (45)
После РКУП 2-10-3 (420) 1-10-3 (210) 0,8-10-3 (170)
ОКР, нм
Исходное состояние 100 80 >200
После РКУП 50 25 35
р, см-2 (РСА/ПЭМ)
Исходное состояние 4-109/6-109 7-109/1-10'0 1-109/<10ю*, 4-10"**
После РКУП 5-10,0/3-10'° 8-10'0/6-1010 3-1071-10"
* в полиэдрическом феррите, ** в пластинчатом феррите.
Рис. 2. Влияние РКУП на кривые течения при одноосном растяжении стали 10Г2ФТ с феррито-перлитной структурой (а), стали 10Г2ФТс мартенситной структурой (б) и стали 06МБФ с ферритной структурой (в): 1 - исходное состояния; 2 - после РКУП
Кривая течения стали 10Г2ФТ со структурой мартенсита имеет высокий предел текучести ст02=950 МПа (рис. 2, б, кривая 1). Закалка стали привела к формированию более однородного состава по сравнению с феррито-перлитным состоянием, поэтому в стали 10Г2ФТ с исходно мартен-ситной структурой не наблюдается зуба текучести. РКУП стали в мартенситном состоянии вызывает слабые эффекты упрочнения по сравнению с фер-рито-перлитным и ферритным состояниями: как до, так и после РКУП микротвердость имеет значения Яд=3,4-3,7 ГПа, <т0,2 изменяется от 950 до 1125 МПа (рис. 2, б). Несмотря на то, что РКУП не приводит к значительному росту прочностных характеристик стали, закаленной на мартенсит, ее пределы текучести и прочности выше, чем в сталях с феррито-перлитной и ферритной структурами как в исходном, так в деформированном состояниях.
Тот факт, что при близком размере элементов зеренно-субзеренной структуры исследуемые стали характеризуются различным уровнем прочностных характеристик, удается описать на основе анализа основных физических факторов, определяющих характер СМК структуры, формируемый при РКУП. На рис. 3 представлена схема структурных состояний в исследуемых сталях до и после РКУП, основанная на экспериментальных данных о размере элементов структуры и анализе оптических и ПэМ-изображений.
Сталь 06МБФ в исходном состоянии характеризуется меньшим размером зерна феррита, а также наличием феррита пластинчатой морфологии (унаследовавшей морфологию пакетного мартенсита) в сравнении с феррито-перлитным состоянием в стали 10Г2ФТ, поэтому исходно в ней доля высокоугловых границ зерен больше (рис. 3). Сталь в
мартенситном состоянии до РКУП обладает наименьшим размером структурных элементов за счет сформированных после закалки ламелей малой толщины, разделенных между собой малоугловыми и высокоугловыми границами. Равноканальное угловое прессование сталей сопровождается образованием малоугловых и высокоугловых границ зерен в феррите, фрагментацией пластинчатого феррита и ламелей мартенсита (рис. 3). В результате наследования исходной зеренной структуры сталей доля высокоугловых границ зерен после РКУП стали со структурой мартенсита больше в сравнении со сталями, подвергнутыми РКУП после нормализации (феррито-перлитная структура) и после закалки и высокого отпуска (феррит-ная с карбидами структура).
Анализ состава, размеров и расположения карбидов в структуре исследуемых сталей до и после РКУП показал, что за счет исходной термообработки наиболее однородное распределение как крупных, так и мелких карбидов наблюдается в сталях, которые были подвергнуты закалке и закалке с последующим отпуском. В процессе РКУП за счет больших приложенных давлений происходит измельчение карбидов (табл. 1) и их перераспределение по структуре за счет переноса углерода на дефектах кристаллического строения и выделения новых частиц в процессе деформации. Несмотря на это, объемное распределение дисперсных частиц карбидов более однородное в СМК структурах, полученных из мар-тенситного и ферритного состояний, в сравнении с СМК структурой, полученной из феррито-перлитно-го состояния. Это происходит вследствие того, что в стали с исходно феррито-перлитной структурой основная часть углерода находится в перлите.
Экспериментально установленные различия в величинах микродеформации кристаллической
Рис. 3. Оптические изображения и схемы структурных состояний в исследуемых сталях до и после РКУП: I - исходное состояние; II - после РКУП (высокоугловые границы обозначены черным цветом, малоугловые - серым)
решетки, плотности дислокаций, микронапряжений II рода (табл. 2) исследуемых сталей после РКУП также свидетельствуют об отличиях в степени неравновесности сформированных СМК состояний. Вышеупомянутые различия в доле высокоугловых границ зерен, объемном распределении и размерах дисперсных частиц, степени неравновес-ности структуры исследуемых сталей в совокупности определяют отличия в уровне их прочностных свойств после РКУП.
На основе экспериментальных данных о размере структурных элементов, карбидов (и их объемной доли), плотности дислокаций проведена оценка вкладов механизмов упрочнения (зернограничного, субзеренного, дисперсионного и дислокационного) в предел текучести исследуемых сталей в исходном состоянии и после РКУП.
Основным механизмом упрочнения в СМК и НК материалах является субструктурное упрочнение, и оно по данным работы [4] составляет около -60...70 %. Зернограничное упрочнение описывает взаимосвязь между размером зерна и прочностными характеристиками в соответствии с соотношением Холла-Петча [1, 4, 5, 19, 20]:
= а0 + М-1/2, (1)
где ау _ предел текучести материала; <г0 - сопротивление деформации в монокристалле или крупнозернистом поликристалле; й - размер зерна; к - коэффициент Холла-Петча. Значения коэффициента Холла-Петча для низкоуглеродистых сталей варьируется в интервале значений 13<к<23 ГПа-нм1/2 [19, 20]. Для расчета зернограничного упрочнения за коэффициент к выбирали среднее значение в указанном выше интервале к=18 ГПа-нм1/2.
Использование выражения (1) корректно только для случая истинно зеренной структуры. В нашем случае зеренная структура с высокоугловыми разориентировками формируется в исходном состоянии. В состоянии после РКУП структура стали зеренно-субзеренная, то есть фрагментация исходной структуры после РКУП происходила путем образования высоко- и малоугловых границ. В этом случае необходимо учитывать помимо вклада от границ зерен субструктурное упрочнение от блоков или ячеек [4, 21]:
а6 = КБ (2)
где к1 - параметр междислокационного взаимодействия (для феррито-перлитной и мартенситной структуры составляет (0,13-0,15)-106МПа-нм [4], Л - размеры ячеек, блоков, фрагментов.
В случае исходного ферритного состояния для оценки предела текучести использовали размер зерен полиэдрического феррита, так как на пределе текучести деформация развивается, прежде всего, в них. Для стали 10Г2ФТ с феррито-перлитной структурой корректно использовать размер зерна феррита, так как объемная доля перлита в структуре невелика (20 %). Оценку вклада перлитной составляющей в предел текучести оценивали как
<гП=0П, где 0=2,4 [МПа / %]; П - содержание перлитной составляющей в % [21]. В нашем случае этот вклад составляет <гП=48 МПа, что согласуется с данными, приведенными в работе [21]. Исследования низкоуглеродистых сталей [22], в которых объемная доля перлита изменяется в интервале 15.23 % для стали 17Г1С-У и 3.5 % для сталей 10Г2ФБ и 12Г2СБ, показали, что перлит в низкоуглеродистых сталях не относится к сильным факторам упрочнения, и в первом приближении его не принимают в расчет. Однако пренебрегать им нерационально, так как он одного порядка с упрочнением от кристаллической решетки (ст0~30 МПа), а ее вклад обычно учитывают.
При оценке зернограничного вклада в исходно мартенситном состоянии за величину зерна можно принять как ширину реек мартенсита и мартенси-тного пакета [23], так и размер бывшего зерна аус-тенита. Установлена зависимость прочностных характеристик, подобная соотношению Холла-Пет-ча, не от размера аустенитного зерна, а от величины мартенситного пакета и ширины реек, которые многими исследователями считаются основными структурными единицами закаленной стали. В работе [21] было показано, что на предел текучести мартенситной стали влияет длина реек, а не величина пакета, поскольку длина плоскости скольжения М дислокаций зависит от отношения ширины рейки Ар к ее длине или к эффективному диаметру пакета йп. Тогда размер зерна стали со структурой мартенсита определяется как величина _среднего размера плоскостей скольжения в рейке М(в предположении изотропного распределения ориентировок плоскостей скольжения относительно ориентировок реек) [21]. В исходно март_нситном состоянии (сталь 10Г2ФТ) величина М составляет 558 нм.
Следует также учитывать вклад от внесенных дислокаций в структуре, который определяется известным соотношением [21]:
ар = аМОЬрт, (3)
где Ь - вектор Бюргерса; О - модуль упругости; р -плотность дислокаций; М=2,75 [2]; а=0,1-0,3 -константа, зависящая от характера распределения дислокаций. Экспериментальные значения плотности дислокаций, полученные в настоящей работе (табл. 2), соответствуют вкладу ар=200-300 МПа.
Вклад от твердорастворного упрочнения сттв в предел текучести определяется в предположении аддитивности вкладов в упрочнение от отдельных легирующих элементов. Согласно данным рентгеноструктурного анализа, параметр решетки во всех исследуемых сталях близок к значению для а^е. Атомы легирующих элементов находятся, в основном, в карбидах, следовательно, вклад от твердорастворного упрочнения пренебрежимо мал.
Экспериментально методами ПЭМ в структуре сталей как до, так и после РКУП обнаружены частицы различной дисперсности (табл. 1). Прини-
мая, что все частицы некогерентные, вклад от дисперсионного упрочнения в исследуемых сталях можно оценить с помощью уравнения Орована [4, 21] или модифицированного для а^е уравнения Орована [21]:
/■1/2 ( Б Л
Кдт = 13 •1°3 Б- 1п ^5 ^, (4)
где f - объемная доля частиц; Др - средний диаметр частиц.
Электронно-микроскопические исследования показали, что в структуре присутствуют карбиды, которые условно можно разделить на мелкодисперсные (менее 20 нм) и крупные (60-90 нм) (табл. 1). В феррито-перлитной структуре после РКУП частицы измельчаются до размера <10-20 нм и обусловливают упрочнение около 150 МПа, в мартенситной и ферритной - карбиды с размером <5 нм дают вклад в упрочнение «200 МПа. Более крупные карбиды 50-70 нм обуславливают слабое упрочнение 20-30 МПа.
Проанализировав механизмы упрочнения, можно оценить их общий вклад в предел текучести исследуемых сталей, в общем случае используя принцип аддитивности напряжений:
Кт =^УЮ + К + К + Кр+Кдт (5)
или аддитивности квадратов напряжений [21]: к = к2+к+а2 )1/2 + «+кр)1/2 + куа4/2 (6)
(для зернограничного упрочнения),
к = (К+К+К )1/2 + (Кт+К)1/2 + м- (7)
(для субзеренного упрочнения). Применительно к данной работе компоненты <г0, аП, <ттв и адт и ар отнесены к компонентам «разной силы». Согласно теории Кокса [21] препятствия в материалах расположены неравномерно и различаются по величине воздействия на движущиеся дислокации. В соответствии с этим все препятствия можно разделить на «сильные» и «слабые». Уравнение (5) будет описывать случай, когда в структуре большое число слабых и небольшое число сильных препятствий, и критическое напряжение определяется преодолением дислокациями сильных и слабых препятствий одновременно. В предположении, что сильные и слабые препятствия преодолеваются постепенно, эффект от совместного действия нескольких независимых механизмов определяется с учетом соотношений (6) и (7).
В табл. 3 приведены оценки вкладов от разных механизмов упрочнения и их суммарный вклад в прочностные свойства (предел текучести) исследуемых сталей при РКУП с учетом соотношений (1)-(7). Сопоставление рассчитанных и экспериментально полученных данных (табл. 3) показывает, что во всех исследуемых сталях после РКУП упрочнение описывается лучше с учетом соотношения (2). Это подтверждает экспериментальные данные о том, что РКУП приводит к формированию развитой зеренно-субзеренной структуры в исследуемых сталях.
На основе проведенного анализа механизмов упрочнения можно сделать вывод, что упрочнение низкоуглеродистых сталей с исходно феррито-пер-литной, мартенситной и ферритной структурами при РКУП определяется в основном зернограничным упрочнением, упрочнением от дислокаций и дисперсионным твердением. Вклад зернограничного упрочнения является основным и составляет около 50.60 % для исследуемых сталей (табл. 3). Упрочнение от внесенных дислокаций составляет 25.30 %, и оно максимально после РКУП стали 10Г2ФТ с исходно мартенситной структурой. Эти данные согласуются с микроструктурными исследованиями и изучением прочностных характеристик исследуемых сталей. Упрочнение от карбидов (дисперсионное твердение) играет важную роль в повышении прочностных свойств сталей и составляет 15.20 % от суммарного упрочнения.
Полученные данные подтверждают, что ИПД легированных сталей сочетает в себе несколько типов упрочнения: от малого размера (суб) зерна и большой доли границ зерен, от дислокаций и дисперсионного твердения. В работах [24-26] исследовали влияние РКУП на структуру и механические свойства армко-железа и чистого а^е. Сформированные структуры обладали высокими прочностными свойствами после РКУП, однако меньшими в сравнении со сталями 10Г2ФТ и 06МБФ: в работе [25] (РКУП по режиму ВС, 8 проходов при Г=20 С, Ф=90) получена СМК структура в а^е со средним размером зерна 200-400 нм и микротвердостью Яд=2,3 ГПа, пределом текучести 700 МПа; в армко-железе была сформирована структура с пределом текучести «900 МПа [24]. Прочностные свойства после РКУП армко-железа и а^е обусловлены преимущественно зернограничным упрочнением, так как содержание легирующих элементов в них мало. Стали 10Г2ФТ и 06МБФ при близком размере структурных элементов после РКУП обладают более высокими прочностными свойствами (Яд=2,9-3,7 ГПа, предел текучести 960-1125 МПа), в сравнении с армко-железом и а^е, так как содержат легирующие элементы и карбиды.
Сравнение расчетных и экспериментальных значений предела текучести сталей (табл. 3) показало, что они хорошо согласуются друг с другом. Однако приведенные в табл. 3 расчетные данные являются только оценочными по нескольким причинам. Во-первых, вклад от субструктурного упрочнения может быть завышен или занижен вследствие того, что соотношения (1) и (2) корректны в предположении, что в структуре все границы являются либо высокоугловыми, либо малоугловыми. После РКУП структура в сталях 10Г2ФТ и 06МБФ является зеренно-субзеренной и вклад от высокоугловых и малоугловых границ зерен должен учитываться комплексно. Вторая причина обусловлена погрешностями при определении размеров и объемной доли карбидов методами ПЭМ. Ошибка при определении объемной доли частиц составляет 20 % при условии, что внесены поправ-
ки на перекрытие и усечение частиц, разрешающую способность прибора (для нанометрических карбидов) [14]. При определении размера частиц по электронно-микроскопическим изображениям ошибка меньше (~5 %) [14], но, объективно, расчет вклада от частиц в упрочнение оказывается также оценочным. Кроме того, существует неоднозначность в определении плотности дислокаций, которая варьируется в зависимости от метода исследования (РСА или ПЭМ), что вносит погрешность в измеряемую величину плотности дислокаций и, как следствие, в расчет предела текучести.
Таблица 3. Оценка вкладов от механизмов упрочнения в предел текучести для исследуемых сталей до и после РКУП (исходное состояние/после РКУП, МПа)
Компоненты упрочнения Феррито- перлитное состояние Мартенси-тное состояние Ферритное состояние
Напряжение трения решетки о0 30/30 30/30 30/30
Зернограничное упрочнение к,сГ/2 280/1120 760/1020 320/1000
Упрочнение от блоков Об, соотношение (2) -/600 -/480 -/430
Упрочнение от дислокаций ор, соотношение (3) 70/240 100/310 40/200
Дисперсионное упрочнение одт*, соотношение (4) 100/150 180/200 70/190
Расчетные значения стт: • с учетом о, соотношение (5) • с учетом о, соотношение (6) • с учетом Об, соотношение (5) • с учетом Об, соотношение (7) 480/1540 400/1430 -/1020 -/890 1070/1560 1000/1420 -/1020 -/880 460/1420 430/1300 -/850 -/740
Экспериментальные значения о0,2 460/990 950/1125 480/960
* с учетом вклада от перлита для случая нормализованной стали 10Г2ФТ.
Следует отметить, что приведенные расчеты необходимы не столько для количественной оценки предела текучести, сколько для выявления вклада каждого механизма упрочнения в общее упрочнение стали. Обобщение полученных результатов показывает, что наиболее весомый вклад в повышение предела текучести при РКУП исследу-
емых сталей имеет измельчение зерна, вклад от дислокаций и мелкоразмерной карбидной фазы.
Выводы
1. В низкоуглеродистых сталях 10Г2ФТ и 06МБФ, имеющих различную исходную структуру (феррито-перлитную, мартенситную, фер-ритную), методом равноканального углового прессования сформированы субмикрокристал-лические состояния со средним размером элементов зеренно-субзеренной структуры «300 нм (феррит) и карбидами. Наряду с измельчением исходной зеренной структуры РКУП вызывает уменьшение размеров дисперсных частиц в структуре исследуемых сталей.
2. При близком размере элементов структуры после РКУП сталь, полученная из закаленного (мартенситного) состояния, обладает большими значениями предела текучести (ст02=1125 МПа) в сравнении со сталями, полученными из фер-рито-перлитного (ст0 2=990 МПа) и ферритного (ст02=960 МПа) состояний.
3. Влияние исходной микроструктуры (феррит, мартенсит, феррито-перлит) на структурно-фазовое состояние и механические свойства суб-микрокристаллических сталей заключается в наследовании исходной зеренной структуры и объемного распределения дисперсных частиц карбидов в процессе равноканального углового прессования.
4. Основной вклад в повышение прочностных свойств сталей 10Г2ФТ и 06МБФ при равноканальном угловом прессовании вносит измельчение зерна (50.60 % от общего упрочнения) и внесенные дислокации (25.30 % от общего упрочнения). Дисперсионное твердение также играет важную роль в повышении прочностных свойств при равноканальном угловом прессовании (15.20 % от общего упрочнения).
Работа выполнена при частичной финансовой поддержке программы фундаментальных исследований СО РАН на 2013-2016 гг. (III.23.2.2.). Исследования выполнены с использованием оборудования Томского материало-ведческого центра коллективного пользования Томского государственного университета.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы. - М.: ИКЦ Академкнига, 2007. - 397 с.
2. Носкова Н.И., Мулюков Р.Р. Субмикрокристаллические и на-нокристаллические металлы и сплавы. - Екатеринбург: УрО РАН, 2003. - 279 с.
3. Nanomaterials by severe plastic deformation, NanoSPD5 / ed. by J.T. Wang, R.B. Figueiredo, T. Langdon. - Switzerland: Trans Tech Publications Ltd, 2011. - 1224 p.
4. Weng Y. Ultra-fine grained steels. - Berlin: Metallurgical Industry Press, Beijing and Springer-Verlag GmbH, 2009. - 588 p.
5. Козлов Э.В., Конева Н.А., Попова Н.А. Зеренная структура, геометрически необходимые дислокации и частицы фаз в поликристаллах микро- и мезоуровня // Физическая мезомеха-ника. - 2009. - T. 12. - № 4. - С. 93-106.
6. Dobatkin S.V., Odessky P.D., Shagalina S.V. Ultrafine grained low carbon steels processed by severe plastic deformation // Materials Science Forum. - 2008. - V. 584-586. - P. 623-630.
7. Структурные превращения высокомарганцовистых аустенит-ных сталей при деформировании сдвигом под давлением / В.А. Теплов, Л.Г. Коршунов, В.А. Шабашов, Р.И. Кузнецов,
B.П. Пилюгин, Д.И. Тупица // Физика металлов и металловедение. - 1988. - Т. 66. - № 3. - С. 563-571.
8. Влияние исходного состояния низкоуглеродистых сталей на формирование наноразмерной структуры при пластической деформации кручением с большими степенями и давлением /
C.В. Добаткин, С.В. Шаталина, О.И. Слепцов, Н.А. Красильников // Металлы. - 2006. - № 5. - C. 95-104.
9. Shin D.H., Park K.-T. Ultrafine grained steels processed by equal channel angular pressing // Materials Science and Engineering A. - 2005. - V. 410-411. - P. 299-302.
10. О природе низкотемпературной хрупкости сталей с ОЦК-структурой / В.Е. Панин, Л.С. Деревягина, Н.М. Лемешев, А.В. Корзников, А.В. Панин, М.С. Казаченок // Физическая мезомеханика. - 2013. - Т. 16. - № 6. - С. 5-12.
11. Microstructure and properties of a low carbon steel after equal channel angular pressing / J. Wang, C. Xu, Y. Wang, Z. Du, Z. Zhang, L. Wang, X. Zhao, T.G. Langdon // Nanomaterials by severe plastic deformation / Eds. M.J. Zehetbauer, R.Z. Valiev. -Vienna, Austria: Wiley-VCH, 2002. - P. 829-834.
12. Processing of a low carbon steel by equal channel angular pressing / Y. Fukuda, K. Ohishi, Z. Horita, T. Langdon // Acta Mate-rialia. - 2002. - V. 50. - P. 1359-1368.
13. Установление соответствия между степенью деформации, твердостью и размерами элементов структуры железа и конструкционных сталей при большой пластической деформации различными способами / М.В. Дегтярев, Т.И. Чащухина,
Л.М. Воронова, В.И. Копылов // Физическая мезомеханика. -2013. - Т. 16. - №6. - С. 71-80.
14. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. - М: Металлургия, 1973. - 584 c.
15. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. - М.: Металлургия, 1970. - 376 c.
16. Williamson G.K., Smallman R.E. Dislocation densities in some annealed and cold-worked metals from measurements on the X-ray Debye-Scherrer spectrum // Philosophical Magazine. -1956. - № 1. - P. 34-46.
17. Особенности микроструктуры и механическое поведение стали 06МБФ после равноканального углового прессования / Е.Г. Астафурова, Г.Г. Захарова, Е.В. Найденкин, Г.И. Рааб, П. Д. Одесский, С.В. Добаткин // Письма о материалах. -2011.- T. 1. - C. 198-202.
18. Влияние равноканального углового прессования на структуру и механические свойства низкоуглеродистой стали 10Г2ФТ / Е.Г. Астафурова, Г.Г. Захарова, Е.В. Найденкин, С.В. Добат-кин, Г.И. Рааб // Физика металлов и металловедение. -2010.- Т. 110. - №3. - C. 275-284.
19. Ramesh K.T. Nanomaterials. Mechanics and Mechanisms. - Berlin: Springer, 2009. - 353 p.
20. Мильман Ю.В., Гончарова И.В. Перспективные материалы. Наноматериалы технического и медицинского назначения. Т. III // под ред. Д.Л. Мерсона. - М.: МИСиС, 2009. - 495 с.
21. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. - М.: Металлургия, 1979. - 208 с.
22. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Терещенко Н.А. и др. Особенности химического состава и структура низкоуглеродистых низколегированных трубных сталей после контролируемой прокатки // МиТОМ. - 2008. - № 5. - С. 3-8.
23. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. - М.: Наука, 1977. - 236 с.
24. Структурная чувствительность механических свойств армко-железа, подвергнутого равноканальному угловому прессованию / C.A. Фирстов, Ю.Н. Подрезов, В.И. Копылов, Н.И. Да-ниленко // Металлы. - 2004. - № 1. - С. 96-103.
25. Han B.Q., Lavernia E.J., Mohamed F.A. Mechanical properties of iron processed by severe plastic deformation // Metallurgical and Materials Trans. A. - 2003. - V. 34. - P. 71-83.
26. Сон А.А. Влияние субмикрокристаллического состояния на масштабные уровни локализации деформации армко-железа, малоуглеродистой и сложнолегированной стали: дис. .канд. физ.-мат. наук. - Томск, 2005. - 166 с.
Поступила 16.01.2014 г.
UDC 669.14:539.4
THE INFLUENCE OF INITIAL STATE OF LOW-CARBON STEELS ON STRUCTURE AND MECHANICAL PROPERTIES UNDER EQUAL-CHANNEL ANGULAR PRESSING
Elena G. Astafurova,
Dr. Sc., Institute of Strength Physics and Materials Science, Siberian Branch of Russian Academy of Sciences, Russia, 634021, Tomsk, pr. Akademicheskii, 2/4. E-mail: [email protected]
Galina G. Maier,
Cand. Sc., Institute of Strength Physics and Materials Science, Siberian Branch of Russian Academy of Sciences, Russia, 634021, Tomsk, pr. Akademicheskii, 2/4. E-mail: [email protected]
Evgeny V. Naydenkin,
Cand. Sc., Institute of Strength Physics and Materials Science, Siberian Branch of Russian Academy of Sciences, Russia, 634021, Tomsk, pr. Akademicheskii, 2/4. E-mail: [email protected]
Georgy I. Raab,
Dr. Sc., Research Institute of Physics of Advanced Materials of Ufa State Aviation Technical University, Russia, Republic of Bashkortostan, 450025, Ufa, Karl Marks street, 12. E-mail: [email protected]
Pavel D. Odessky,
Dr. Sc., Institute of Building Structures, Russia, 109428, Moscow, 2d Industrialnaya street, 6. E-mail: [email protected]
Sergey V. Dobatkin,
Dr. Sc., Institute of Metallurgy and Materials Science after A.A. Baykov, Russian Academy of Sciences, Russia, 119991, Moscow, Leninsky prospekt, 49. E-mail: [email protected]
A microstructure and a phase composition of low-carbon steels Fe-Mn-V-Ti-C and Fe-Mo-Nb-V-C subjected to severe plastic deformation by equal-channel angular pressing from various initial states (after normalization, quenching, quenching and the subsequent tempering) were studied using the methods of optical metallography, transmission electron microscopy and X-ray diffraction analysis. The ultrafine-grained structures with the average size of structural elements about 300 nm (ferrite) stabilized by disperse particles were formed under equal-channel angular pressing independently on the initial structural and phase states of steels. The investigated states with the close size of structural elements after equal-channel angular pressing are characterized by various levels of strength properties: the structure formed from initial quenched state possesses the greatest values of 0,2 pct offset yield strength and microhardness (00=1125 MPa, H=3,7 GPa) in comparison with two other states (o0,2 =960~990 MPa, H^ =3,1~3,3 GPa). The authors have analyzed the major physical factors defining a character of ultrafine-grained structure of low-carbon steels after severe plastic deformation and have estimated the contribution of the main hardening mechanisms into steel yield strength.
Key words:
Low-carbon steel, equal-channel angular pressing, ferrite, pearlite, martensite, particle strengthening, ultrafine-grained structure, «stress-strain» curves, microhardness.
REFERENCES
1. Valiev R.Z., Aleksandrov I.V. Obemnye nanostrukturnye metal-licheskie materialy [Bulk nanostructured metallic materials]. Moscow, IKC Akademkniga, 2007. 397 p.
2. Noskova N.I., Mulyukov R.R. Submikrokristallicheskie i nanokri-stallicheskie metally i splavy [Ultrafine grained metals and alloys]. Ekaterinburg, UrO RAN, 2003. 279 p.
3. Nanomaterials by severe plastic deformation, NanoSPD5. Ed. by J.T. Wang, R.B. Figueiredo, T. Langdon. Switzerland, Trans Tech Publications Ltd, 2011. 1224 p.
4. Weng Y. Ultra-fine grained steels. Berlin, Metallurgical Industry Press, Beijing and Springer-Verlag GmbH, 200. 588 p.
5. Kozlov E.V., Koneva N.A., Popova N.A. Zerennaya struktura, geometricheski neobkhodimye dislokatsii i chastitsy faz v polikri-stallakh mikro- i mezourovnya [The grain structure, geometrically necessary dislocations and particles of phases in polycrystals of micro- and mesolevel]. Fizicheskaya mezomekhanika, 2009, vol. 12, no. 4, pp. 93-106.
6. Dobatkin S.V., Odessky P.D., Shagalina S.V. Ultrafine grained low carbon steels processed by severe plastic deformation. Materials Science Forum, 2008, vol. 584-586, pp. 623-630.
7. Teplov V.A., Korshunov L.G., Shabashov V.A., Kuznetsov R.I., Pilyugin V.P., Tupitsa D.I. Strukturnye prevrashcheniya vysoko-margantsovistykh austenitnykh staley pri deformirovanii sdvi-
gom pod davleniem [Structural transformations of high-mangan-ese austenitic steels at deformation by high-pressure torsion]. Fi-zika metallov i metallovedenie, 1988, vol. 66, no. 3, pp. 563-571.
8. Dobatkin S.V., Shagalina S.V., Sleptsov O.I., Krasilnikov N.A. Vliyanie iskhodnogo sostoyaniya nizkouglerodistykh staley na formirovanie nanorazmernoy struktury pri plasticheskoy defor-matsii krucheniem s bolshimi stepenyami i davleniem [The influence of initial state of low-carbon steel on nanodimensional structure formation at plastic deformation by torsion with high strain and pressure]. Metally, 2006, no. 5, pp. 95-104.
9. Shin D.H., Park K.-T. Ultrafine grained steels processed by equal channel angular pressing. Materials Science and Engineering A, 2005, vol. 410-411, pp. 299-302.
10. Panin V.E., Derevyagina L.S., Lemeshev N.M., Korznikov A.V., Panin A.V., Kazachenok M.S. O prirode nizkotemperaturnoy khrupkosti staley s OTSK-strukturoy [On the nature of low-tem-perature brittleness of steels possesses BCC-structure]. Fiziches-kaya mezomekhanika, 2013, vol. 16, no. 6, pp. 5-12.
11. Wang J., Xu C., Wang Y., Du Z., Zhang Z., Wang L., Zhao X., Langdon T.G. Microstructure and properties of a low carbon steel after equal channel angular pressing. Nanomaterials by severe plastic deformation. Eds. M.J. Zehetbauer, R.Z. Valiev. Vienna, Austria, Wiley-VCH, 2002. pp. 829-834.
12. Fukuda Y., Ohishi K., Horita Z., Langdon T. Processing of a low carbon steel by equal channel angular pressing. Acta Materialia, 2002, vol. 50, pp. 1359-1368.
13. Degtyarev M.V., Chashchuhina T.I., Voronova L.M., Kopylov V.I. Ustanovlenie sootvetstviya mezhdu stepenyu deformat-sii, tverdostyu i razmerami elementov struktury zheleza i kon-struktsionnykh staley pri bolshchoy plasticheskoy deformatsii razlichnymi sposobami [The correlation between the strain, hardness and size of the structural elements of iron and structural steels under a large plastic deformation in different ways]. Fi-zicheskaya mezomekhanika, 2013, vol. 16, no. 6, pp. 71-80.
14. Utevskiy L.M. Difraktsionnaya elektronnaya mikroskopiya v me-tallovedenii [Diffraction electronic microscopy in material science]. Moscow, Metallurgiya, 1973. 584 p.
15. Saltykov S.A. Stereometricheskaya metallografiya [Stereometric metallography]. Moscow, Metallurgiya, 1970. 376 p.
16. Williamson G.K., Smallman R.E. Dislocation densities in some annealed and cold-worked metals from measurements on the X-ray Debye-Scherrer spectrum. Philosophical Magazine, 1956, no.1, pp. 34-46.
17. Astafurova E.G., Zakharova G.G., Naydenkin E.V., Raab G.I., Odesskiy P.D., Dobatkin S.V. Osobennosti mikrostruktury i
mekhanicheskoe povedenie stali 06MBF posle ravnokanalnogo uglovogo pressovaniya [The features of a microstructure and mechanical behavior of steel 06MBF after equal-channel angular pressing]. Pisma o materialakh, 2011, vol. 1, pp. 198-202.
18. Astafurova E.G., Zakharova G.G., Naydenkin E.V., Dobatkin S.V., Raab G.I. Vliyanie ravnokanalnogo uglovogo pressova-niya na strukturu i mekhanicheskie svoystva nizkouglerodistoy stali 10G2FT [The influence of equal-channel angular pressing on structure and mechanical properties of low-carbon steel 10G2FT]. Fizika metallov i metallovedenie, 2010, vol. 110, no. 3, pp. 275-284.
19. Ramesh K.T. Nanomaterials. Mechanics and Mechanisms. Berlin, Springer, 2009. pp. 353.
20. Milman Yu.V., Goncharova I.V. Perspektivnye materialy. Nano-materialy tekhnicheskogo i meditsinskogo naznacheniya [Perspective materials. Nanomaterials of technical and medical appointment]. Moscow, MISIS publ., vol. 3, 495 p.
21. Goldshtein M.I., Farber V.M. Dispersionnoe uprochnenie stali [Particle hardening of steel]. Moscow, Metallurgiya, 1979. 208 p.
22. Schastlivtsev V.M., Yakovleva I.L., Tereshchenko N.A. Osoben-nosti khimicheskogo sostava i struktura nizkouglerodistykh niz-kolegirovannykh trubnykh staley posle kontroliruemoy prokatki [Features of a chemical composition and structure of low-carbon low-alloyed pipe steel after controlled rolling]. MiTOM, 2008, no. 5, pp. 3-8.
23. Kurdyumov G.V., Utevskiy L.M., Entin R.I. Prevrashcheniya v zheleze i stali [Transformations in iron and steel]. Moscow, Nau-ka, 1977. 236 p.
24. Firstov C.A., Podrezov Yu.N., Kopylov V.I., Danilenko N.I. Strukturnaya chuvstvitelnost mekhanicheskikh svoystv armko-zheleza, podvergnutogo ravnokanalnomu uglovomu pressovaniyu [Structural sensitivity of mechanical properties of armko-iron subjected to equal-channel angular pressing]. Metally, 2004, no. 1, pp. 96-103.
25. Bing Q. Han, Enrique J. Lavernia, Farghalli A. Mohamed. Mechanical properties of iron processed by severe plastic deformation. Metallurgical and Materials Transaction A, 2003, vol. 34, pp. 71-83.
26. Son A.A. Vliyanie submikrokristallicheskogo sostoyaniya na masshtabnye urovni lokalizatsii deformatsii armko-zheleza, ma-louglerodistoy i slozhnolegirovannoy stali. Diss. kand. nauk [Influence of submicrocrystalline state on scale levels of localization of deformation of armko-iron, low-carbon and high-alloyed steel. Cand. Diss.]. Tomsk, 2005. 166 p.
