Влияние алюминия на механизмы деформации, деформационное упрочнение и разрушение высокопрочных монокристаллов стали Гадфильда тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат физико-математических наук Захарова, Елена Геннадьевна

• Захарова, Елена Геннадьевна
• кандидат физико-математических наук
• 2005

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Захарова, Елена Геннадьевна

Введение

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

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние алюминия на механизмы деформации, деформационное упрочнение и разрушение высокопрочных монокристаллов стали Гадфильда»

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(с) 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 моно- и 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 деформации -скольжения 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.

Заключение диссертации по теме «Физика конденсированного состояния», Захарова, Елена Геннадьевна

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.

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Захарова, Елена Геннадьевна, 2005 год

1. The encyclopedia of materials: science and technology - Pergamon, 2001. - 10000 p.

2. Штрсмель M.A. Прочность сплавов. М.:МИСИС, 1997. -4.1,2.- 527 с.

3. Гуляев 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. Вольтова Т.Ф. Высокомаргапцевнстые стали и сплавы. М.:Металлургия, 1988. 344 с.

6. Новомейский Ю.Д., Глазков В.М. Высокомаргаицевая аустеиитиая сталь Г13Л. Вопросы износостойкости. М.:Металлургия, 1969.- 100с.

7. Давыдов Н.Г. Высокомаргацевая сталь. М.:Металлургия, 1979. 176с.

8. Вязников Н.Ф. Легированная сталь. М.:Металлургиздат, 1963. 271 с.

9. Штремель М.А., Коваленко И.А. О механизме упрочнения стали Гадфильда // ФММ. -1987. Т.63. - Вып. 1. - С. 172-180.

10. Филиппов 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. Киреева И.В. Механизмы деформации и разрушения монокристаллов высокоазотистых нержавеющих сталей: Дне. .канд. физ.-мат. наук. Томск, 1988. - 216 с.

19. Есппспко 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. Хамптов Ж. Дислокационные механизмы пластической деформации и разрушения высокопрочных гетерофазных монокристаллов Cu-Ni-Sn: Дис. .канд. физ.-мат. наук. -Томск, 1988.-216 с.

22. Литвинова 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. 16291639.

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. Келли А., Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах. М:Мир. - 1974. - 496с.

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

28. Фридсль Ж. Дислокации. М:Мир. - 1967. - 634 с.

29. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М:Атомиздат. - 1972. - 600с.

30. Вишняков Я.Д., Бабарэко А.А., Владимиров С.А., Эгиз И.В. Теория образования текстур в металлах и сплавах. -М.:Наука. 1979. - 343с.

31. Урусовская 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.315319.

35. Calm R.W., Coll J.A. Twinning in iron-aluminium alloys // Acta Met. 1961. - V.9. - pp. 138148.

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. 15331554.

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.38893899.

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.11901199.

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. Дислокации и механические свойства кристаллов / Под ред. Классеи-Нсклюдовой М.В. и Индсбома B.JI. М.:Из-во Иностранной литературы, 1960. - 552с.

59. Демирский В.В., Компнк C.II. Механическое двойникование в меди на- твердых растворах Cu-Al // ФММ. 1979. - Т.47. - Вып. 1. - с. 194-201.

60. Киресва 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.

61. Venables J.A. The electron microscopy of deformation twinning // J. Phys. And Chem. Solids. -1964. V.25. - No.7. - pp.685-692.

62. Venables J.A. The nucleation and propagation of deformation twinning // J. Phys. And Chem. Solids. 1964. - V.25. - No.7. - pp.693-700.

63. Cohen J.В., Weertman J.A. A dislocation model for twinning in fee metals // Acta Met. 1963. -V.ll. - pp.996-998.

64. Fujita H., Mori T. A formation of deformation twins in FCC materials // Scripta metal. 1975. -V.9.-pp.631-636.

65. Mahajan S., Chin G.Y. Formation of deformation twins in FCC metals // Acta Met. 1973. -V.21. -No.10. -pp.1353-1363.

66. Pirouz P., Hazzledine P. Cross-slip and twinning in semiconductors // Scripta Mater. 1991. -V.25.-pp.1167-1172.

67. 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.

68. 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.

69. 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.

70. Weertman J., Weertman J.R. Elementary dislocation theory. New York:Oxford University Press., 1992.- pp. 135-189.

71. Remy L. Twin-twin interaction in FCC crystals // Scripta Met. 1977. - Vol.11. - pp. 169-172.

72. 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.

73. Remy L. Kinetics of FCC deformation twinning and its relationship to stress-strain behaviour // Acta metal. 1978. - V.26. - pp.443-451.

74. MuIIner P., Romanov A.E. Internal twinning in deformation twinning // Acta mater. 2000. -V.48. - pp.2323-2337.

75. Mullner P., Solenthaler C., Speidel M.O. The intersection of deformation twins // Twinning in Advanced materials. 1994. - pp. 483-490.

76. Mullner P. On the ductile to brittle transition in austenitic steel // Mater. Science and Engineering. 1997. - V.A234-236. - pp.94-97.

77. Mullner P., Solenthaler C. On the effect of deformation twinning on defect densities // Mater. Science and Engineering. 1997. - V.A230. - pp. 107-115.

78. Cahn J.W. Thermodynamic and structural changes in deformation twinning of alloys // Acta Met.-1977.-V.25. pp.1021-1026.

79. Бернер P, Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. М.:Мир, 1969. -272с.

80. Набарро Ф.Р., Базинский З.С., Холт Д.Б. Пластичность чистых монокристаллов. -М.:Металлургия, 1967.- 214 с.

81. Панин В.Е., Дударсв Е.Ф., Бушнев J1.C. Структура и механические свойства твердых растворов замещения. М:Металлургия, 1971.-205 с.

82. Гольдшмидт Х.Дж. Сплавы внедрения. М:Мир, 1971.-424 с.

83. 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.

84. Kuhlmann-Wildorf D. Theory of Plastic deformation: properties of low energy dislocation structures // Mater. Science and Engineering. - 1989. - V.A113. - pp. 1-41.

85. 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.

86. Дударев 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.

87. Jackson P.J. Dislocation modeling of shear in fee crystals // Progress in Materials Scicnce. -1985.-V.29. -pp.139-175.

88. 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.

89. Гаврнлюк 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.

90. Родионов 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.

91. 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.

92. Горелик C.C., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенография и электронно-оптический анализ. М.:МИСИС, 2002. - 358 с.

93. Мнркин Л.И. Рентгеиоструктурпый контроль машиностроительных материалов -М.:Машнпостроеппе, 1979. 134 с.

94. Томас Г., Горппдж М.Дж. Просвечивающая электронная микроскопия материалов. -М.:11аука, 1983.-317 с.

95. Хирш П., Хови Ф., Николеон Р., Уэлап М. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.:Мпр, 1968.-574 с.

96. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. -М.:Металлургия, 1973. 583 с.

97. Williams D.B., Carter С.В. Transmission electron microscopy: a textbook for materials science. New York:Plenum Press, 1996. - 730 p.

98. Бушнев Л.С., Колобов Ю.Р., Мышляев М.М. Основы электронной микроскопии. -Томск:Из-во ТГУ, 1990.-218 с.

99. Зайдель А.Н. Элементарные оценки ошибок измерения. М.:11аука, 1968. - 96с.

100. Тойберт П. Оценка точности результатов измерений. М.:Энергоатомиздат, 1988. -88с.

101. Гаврилюк В.Г., Смук С.Ю., Ягодзинский Ю.Н. Механизмы низкотемпературного упрочнения хромникельмаргапцевых азотсодержащих сталей // Высокоазотистые стали: Труды конференции. Киев, 1990. С. 98-105.

102. 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.

103. Суховаров 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.

104. Бабич В.К., Гуль Ю.П., Долженков И.Е. Деформационное старение сплавов. -М.'Металлургия, 1972. 320с.

105. Picu R.C. Л mechanism for the negative streinOratc sensitivity of dilute solid solutions // Acta materialia. 2004. - V.52. - pp.3447-3458.

106. Picu R.C., Zhang D. Atomistic study of pipe diffusion in Al-Mg alloy // Acta materialia. -2004.-V.52.-pp.161-171.

107. Чумляков 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.

108. Кпреева 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.

109. Технологический отчет ТОЛА // Днепропетровск. 1988. - 100 с.

110. Захарова 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.

111. Бащеико 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.

112. Uggowitzer P.J., Harzenmoser М. Strengthening of austenitic stainless steel by nitrogen // High nitrogen steel: proceedings of the international conference. Lille, France, 1988. pp. 174179.

113. Бугаев 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.

114. Грузин П.Л., Родионов ЮЛ., Ли Ю.А. Перераспределение атомов углерода в субмнкрообъемах сталей // ФММ. 1975. - Т.39. - Вып.6. - С. 1211-1217.

115. Бугаев 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.

116. 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.

117. 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.

118. 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.

119. 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.

120. 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.

121. 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.

122. Nembach E. Hardening by coherent precipitates having a lattice mismatch: the effect of dislocation splitting// Scripta Metallurgica. 1984. - V. 18. - pp. 105-110.

123. Ссйхитоглу X., Карамаи И. Влияние концентрации атомов внедрения и старения на свойства монокристаллов стали Гадфильда // Физическая мезомехаипка. 2001. - Т.4. -№2. - С.77-91.

124. 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.

125. 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.

126. Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V., Litvinova E.I., Zaharova E.G., Luzginova N.V., Sehitoglu

127. 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.

128. Захарова 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.

129. Чумляков 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.

130. 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.351379.Ь

131. Дударсв 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.

132. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. М.: Металлургия, 1984.-280 с.

133. 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.

134. Neuhauser H. Plastic instabilities and deformation of mctals/Dcfects and Materials Instabilities. Academic Pablishcrs, 1990. pp. 241-276.

135. Muhlhaus II.-B. Continuum Models for Materials with microstructure/Continium models for materials with microstructure. John Willey&Sons Ltd., 1995. - pp.395-450.

136. 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.

137. Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д., Ульянычсва В.Ф. Ориснтациоипая зависимость механизма разрушения высокопрочных монокристаллов // ФММ. 1992. - №9. — С. 155160.

138. Mullncr 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.

139. 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.

140. Dao M., Asaro R.J. Coarse slip bands and the transition to microscopic shear bands // Scripta Mat. 1994. - V.30. - pp.791-796.