CC BY
14
УДК 620.178.311
Влияние вакуумно-дуговой ионно-лучевой обработки на структуру и механические свойства стали 30ХГСН2А
С.В. Панин1, 2, И.В. Власов1, 2, В.П. Сергеев1, 2, Б.Б. Овечкин2, П.С. Любутин1, 2, Сундер Рамасуббу2, 3, Ю.П. Миронов1, П.О. Марущак4
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия, 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия
3 Bangalore Integrated System Solutions Pvt. Ltd., Peenya Industrial Area, Bangalore, 560058, India 4 Тернопольский национальный технический университет им. И. Пулюя, Тернополь, 46001, Украина
Методами оптической, просвечивающей и растровой электронной микроскопии, а также рентгеновской дифракции изучена структура поверхностного слоя высокопрочной стали 30ХГСН2А, модифицированной ионно-лучевой обработкой, и структура по всему поперечному сечению образца толщиной 1 мм. Проведены испытания на статическое и циклическое растяжение образцов без и после обработки ионным пучком Zr+, выявившие увеличение усталостной долговечности в результате применения указанного способа модификации. Проанализированы различия в характере деформационного поведения образцов и изменения их механических свойств. Обсуждаются причины повышения усталостной долговечности облученных образцов с учетом произошедших структурных изменений.
Ключевые слова: усталостная долговечность, ионно-лучевая обработка, деформация, разрушение
Effect of vacuum arc ion beam treatment on the structure and mechanical properties of steel 30CrMnSiNi2A
S.V. Panin1- 2, I.V. Vlasov1 2, V.P. Sergeev1 2, B.B. Ovechkin2, P.S. Lyubutin1, 2, Sunder Ramasubbu2, 3, Yu.P. Mironov1, and P.O. Marushchak4
1 Institute of Strength Physics and Materials Science, SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia 3 Bangalore Integrated System Solutions Pvt. Ltd., Peenya Industrial Area, Bangalore, 560058, India 4 Ternopil Ivan Puluj National Technical University, Ternopil, 46001, Ukraine
The surface layer and cross section structure of high-strength steel 30CrMnSiNi2A specimens of thickness 1 mm modified by ion beam treatment is studied using optical, transmission, scanning electron microscopy, and X-ray diffraction. Static and cyclic tensile tests are conducted for the specimens prior to and after Zr+ ion beam irradiation; this modification technique is shown to increase the fatigue life of the material. Differences in the deformation behavior of the specimens and variation of their mechanical properties are analyzed. The causes of the increase in the fatigue life of the irradiated specimens are discussed in view of the structural changes revealed.
Keywords: fatigue life, ion beam treatment, deformation, fracture
1. Введение
Высокопрочные стали являются высокотехнологичными металлургическим изделиями, повышенные физико-механические свойства которых достигаются как за счет значительной степени легирования, так и многоступенчатых термических обработок. По мнению E.H. Каблова, современные конструкционные стали не имеют проблем обеспечения прочности, однако их ахиллесовой пятой является усталостная долговечность. Данный недостаток обусловлен двумя характерными
причинами. Во-первых, низкая пластичность и ограниченное количество эффективных механизмов релаксации напряжений приводят к снижению сопротивления росту трещин (в первую очередь усталостных). По этой причине момент зарождения усталостной трещины и разрушение разделены небольшим по протяженности промежутком времени. Во-вторых, любой дефект на поверхности быстро становится опасным концентратором напряжений, действие которого обусловливает формирование микротрещин(ы) и последующее хруп-
© Панин C.B., Власов И.В., Сергеев В.П., Овечкнн Б.Б., Любутин П.С., Сундер Рамасуббу, Миронов Ю.П., Марущак П.О., 2015
ковязкое разрушение. Это подтверждается многочисленными литературными данными о том, что изменением качества поверхности (оцениваемым по параметру шероховатости) усталостная долговечность может быть изменена на десятки процентов. Данные вопросы в свете особой роли поверхностных слоев как самостоятельных подсистем в деформируемом твердом теле подробно рассмотрены в работах В.Е. Панина с коллегами в рамках подходов физической мезомеханики материалов [1-5].
С учетом указанных физических закономерностей перспективным направлением повышения усталостной долговечности высокопрочных сталей является модификация поверхностного слоя [6] прежде всего с позиции снижения его твердости (возможно, пластификации), что при сохранении прочностных свойств материала сердцевины должно позволить сохранить прочность и несущую способность конструкционного материала и одновременно существенно снизить влияние концентраторов напряжений, возникающих при нагру-жении на его поверхности.
Ионная обработка долгое время использовалась в качестве финишного воздействия на поверхность и получила широкое распространение в полупроводниковой и оптической промышленности [7]. В ИФПМ СО РАН разработан способ обработки, позволяющий при облучении пучком ионов металлов модифицировать структуру поверхностного слоя на глубину до нескольких микрометров без потери прочностных свойств в сердцевине. В предыдущей работе авторы исследовали влияние ионно-дуговой вакуумно-лучевой обработки пучком ионов 2г+ теплостойкой вязкой стали 12Х1МФ на изменение ее структуры, механических свойств и сопротивления усталостному разрушению [8]. В результате ионно-лучевого воздействия было выявлено повышение усталостной долговечности в 2-3 раза, а также возрастание предела прочности на 15%. В этой связи актуальным представляется поиск способов повышения усталостной долговечности высокопрочных сталей, в частности конструкционной легированной стали 30ХГСН2А, применяемой для изготовления высокона-груженных деталей ответственного назначения.
Данная сталь не является теплостойкой, поэтому в результате ионно-лучевой обработки могут существенно снижаться ее механические свойства (по всей толщине образца/детали). Кроме того, внедрение в тонкий поверхностный слой ионов 2г+ как еще одного легирующего элемента должно приводить к усложнению структурно-фазового состава и, вероятно, к охрупчива-нию (либо разупрочнению). В этой связи для снижения термического воздействия на образцы в процессе обработки была предложена специальная методика, включающая вращение образцов в процессе облучения (рис. 1). Это позволяет периодически выводить образцы
из зоны воздействия пучка ионов 2г+, поскольку основной нагрев стали происходит в момент воздействия пучка на поверхность. Можно предположить, что подобное периодическое ионно-лучевое воздействие может также сопровождаться процессом, в определенной степени подобным закалке.
Целью настоящей работы является анализ структуры и оценка изменения механических свойств облученных образцов стали 30ХГСН2А, а также трактовка наблюдаемых изменений с позиции влияния формирующейся многослойной структуры на деформационное поведение при приложении статических и циклических нагрузок.
2. Материал и методика исследований
Плоские образцы в форме прямоугольных пластин 65x8x1 мм были вырезаны из проката стали 30ХГСН2А электроискровой резкой. В качестве концентратора напряжений на расстоянии 45 мм от одного из краев было нанесено отверстие диаметром 2 мм. Выбор подобной формы образца для испытаний на статическое растяжение обусловлен следующими обстоятельствами. Результат ионно-лучевой обработки существенно зависит от формы и поперечного сечения образца. Их варьирование может сопровождаться изменением характера модификации поверхностного слоя (особенно вблизи структурных особенностей, например отверстий или других концентраторов напряжений). Поскольку эффект изменения сопротивления усталостному разрушению оценивали на образцах с отверстием, образцы такой же формы и размера применяли для оценки механических свойств при статических разрывных испытаниях. Образцы подвергали нормализации согласно стандартному режиму [9].
Ионно-лучевую обработку образцов проводили с помощью сильноточного вакуумно-дугового источника металлических ионов на установке УВН-0.2 Квант, оснащенной безмасляной криогенной системой откачки [10, 11]. Процесс обработки образцов выполняли при достижении вакуума в камере не менее 5 • 10-3 Па непрерывным потоком ионов циркония с энергией ~2.5 кэВ и плотностью ионного тока ~3 мА/см2. Длительность
Рис. 1. Схема ионной обработки образцов: 1 — образцы; 2 — ионная пушка
обработки ионным пучком составляла ~4 мин при полном времени нахождения в камере 19 мин. Под-ложкодержатель с образцами, закрепленный на предметном столе, включается непосредственно в схему ускорения ионов вместо обычной экстракции выделенного лучевого пучка ионов из имплантера. В этом случае ускорение ионов происходит в динамическом самоорганизующемся пограничном слое, представляющем собой двойной электрический слой, который формируется вокруг поверхности образца, находящегося под отрицательным потенциалом. Cоглacно показаниям инфракрасного пирометра DT-8866 во время обработки поверхностный слой образца испытывал циклический нагрев до температуры ~700 °C.
Для сравнения была изготовлена партия образцов, которые после стандартной термообработки выдерживали в печи в атмосфере аргона при температуре 700 °C в течение времени, соответствующем длительности ионно-лучевой обработки (не более 20 мин).
Фрактографические исследования проводили с помощью растровых электронных микроскопов JSM-7500FA и Quanta 200 3D. Oптичecкyю микроскопию проводили с помощью приборов Carl Zeiss Axiovert 25 и Carl Zeiss Stemi 2000-C. Испытания на статическое растяжение выполняли на электромеханической испытательной машине Instron 5582. Измерение микротвердости выполняли на приборе ПMT-3 с нагрузкой на пирамидку Виккерса 0.98 H (100 г). Измерения проводили при индентировании со стороны плоской грани. В образце после обработки дополнительно был сделан поперечный шлиф, по которому оценивали изменение микротвердости по мере удаления от облученной поверхности. Для оценки нанотвердости использовали наноиндентор MTS G200 при глубине вдавливания пирамиды Берковича ~0.85 мкм с нагрузкой 50 м^ Целью таких измерений было сопоставление данных микро-и наноиндентирования, а также более точная оценка структурных изменений, сопровождающих процесс облучения стали 30XrCH2A пучком ионов Zr+.
Peнтгeнофaзовый анализ проводили на рентгеновском дифрактометре Shimadzu XRD-6000. Pe^reroOTe^-ральный микроанализ образцов проводили с помощью прибора Zeiss LEO EVO 50. Данные рентгеновской дифракции получены на приборе ДPOH-7.
Испытания на усталостную долговечность проводили на сервогидравлической испытательной машине Biss UTM 150. В процессе механического циклирования проводили фотосъемку поверхности с помощью фотоаппарата Canon D550 для количественной оценки деформации и анализа развития трещин в образцах.
В работе использовали две серии образцов, в которых термообработка была проведена по стандартной методике. Для первой серии была характерна меньшая скорость теплоотвода при закалке, вызванная форми-
рованием «паровой рубашки», во второй серии все рекомендации и выбор закалочной среды были соблюдены должным образом. В результате в образцах двух серий была сформирована различная структура, что оказало влияние на усталостную долговечность.
В первую серию входили следующие группы образцов: а) образцы в исходном состоянии (образцы после стандартной термической обработки по схеме «закалка + отпуск»), см. [9]; б) образцы после облучения пучком ионов Zr+ (образцы после стандартной термической обработки и последующей ионно-лучевой обработки в вакууме); в) образцы после отжига при 700 °С (образцы после стандартной термической обработки и последующей выдержки при 700 °С в атмосфере аргона в течение 19 мин). Образцы данной серии в условиях циклического растяжения испытывали с асимметрией цикла Ra = 0.1 при максимальной нагрузке 270 МПа.
Во второй серии были изготовлены те же группы, но добавлен образец с большим поперечным сечением (5x8 мм). Такой массивный образец также был подвергнут стандартной термической обработке и последующему облучению. Целью его исследований была оценка влияния толщины на изменение структуры поверхностного слоя при облучении ионным пучком. Поскольку образцы второй серии имели более высокое сопротивление усталостному разрушению, их испытывали при более высоком уровне нагрузки (430 МПа) и той же величине асимметрии цикла Ла = 0.1.
3. Результаты экспериментов
3.1. Структурные исследования модифицированного приповерхностного слоя
3.1.1. Образцы серии 1
Были проведены исследования всех групп образцов методом рентгеновской дифракции. Сводные рентгенограммы представлены на рис. 2.
Анализ полученной рентгенограммы (рис. 2, кривая 1) позволяет характеризовать образец в исходном состоянии как однофазный материал с ОЦК-решеткой. Спецификой кристаллической структуры является большая ширина рефлексов. Фиксируемая неоднородность или искаженность решетки, скорее всего, является следствием процессов, индуцированных закалкой в процессе стандартной термообработки.
Образец стали 30ХГСН2А после выдержки в атмосфере аргона при 700 °С в течение 19 мин представляет собой однофазный материал с ОЦК-решеткой. При этом форма пиков изменилась с П-образной на А-образную (типа Лоренца-Коши). Сталь после отпуска имеет более равновесное состояние. Наблюдается повышение уровня фона слева от основного пика. Это может быть вызвано выпадением карбидов во время дополнитель-
Рис. 2. Рентгенограммы образцов: в исходном состоянии (1), после нагрева до 700 °С (2), поверхностный слой (3) и сердцевина облученного образца (4)
ной термообработки (выдержки при высокой температуре). Несмотря на указанное термическое воздействие, структуру образца нельзя считать полностью равновесной.
В поверхностном слое образца 30ХГСН2А после облучения пучком ионов 2г+ рефлексы ОЦК-структуры стали более узкими. Здесь решетка наиболее близка к равновесному состоянию. Углерод почти полностью вышел из ОЦК-решетки и оформился в виде карбидной структуры. Заметно повышение уровня фона в диапазоне углов 20 = 30°-60°, что может быть связано как с внедрением ионов 2г+, так и с формированием мелкодисперсных фаз.
Качественный фазовый анализ проводился с помощью программы PDWin (ОАО «Буревестник»). Расчет условной концентрации фаз показывает наличие почти 99 % ОЦК-фазы и около 1 % карбида железа. Наиболее вероятно, это Бе3С, Те5С2 (стандарты АСТМ 20-508, 20509, 23-1113, 31-619, 34-1, 36-1248 и др.), а также 2г3Бе, Бе2г2 и карбиды циркония 2гС. Наличие рефлексов, соответствующих решетке чистого циркония, не фикси-
руется; при этом искажения решетки вызваны имплантацией Zr+ во время обработки. Все фазы с пиками малой интенсивности не являются поверхностными и заметны только при самых нижних асимметричных съемках (от 5 до 10 мкм и более).
Для сердцевины образца стали 30ХГСН2А после обработки пучком ионов Zr с использованием нескольких стандартов ASTM проведен поиск фаз, содержащих элементы Fe, C, Si, Cr, Zr, Mn, Ni. Аппроксимация проводилась по форме Лоренца (Коши). Выявлены две кубических структуры: типа ОЦК a-Fe и ГЦК y-Fe. Расчет условных концентраций выявил наличие 98% ОЦК- и 2 % ГЦК-структуры. По данным анализа фаз, содержащих Zr, Si, Mn, не обнаружено.
Результаты измерения микротвердости в трех типах образцов первой серии приведены в табл. 1. Изменение данного параметра по поперечному сечению облученного образца показано на рис. 3, а. Видно, что минимальное значение микротвердости зафиксировано вблизи поверхности H^ = 2.2 ГПа (рис. 3, а, кривая 2). Далее микротвердость достигает максимума на глубине 150180 мкм, после чего снижается и остается постоянной (H^ ~ 5 ГПа), что выше ее значения по сравнению с необлученным образцом (H^ ~ 4.6 ГПа) (рис. 3, а, кривая 1). В образце, подвергнутом высокотемпературному отжигу, произошло ожидаемое снижение микротвердости, которая составила H^ = 3.2 ГПа (рис. 3, а, кривая 3). Таким образом, налицо два эффекта, требующих более подробного исследования: 1) разупрочнение приповерхностного слоя на глубину более 100 мкм; 2) повышение микротвердости в сердцевине по сравнению с образцом в исходном (закаленном) состоянии. Первый результат может иметь вполне простое объяснение, связанное с термически индуцированным разупрочнением приповерхностного слоя при циклическом воздействии высоких температур в процессе взаимодействия образца с ионным пучком. Второй эффект значительно сложнее поддается трактовке, поскольку не совсем очевидна причина дальнейшего повышения микротвердости материала сердцевины, уже находящегося в высокопрочном (закаленном) состоянии.
Таблица 1
Значения микротвердости образцов стали 30ХГСН2А в различном состоянии
Тип образца Микротвердость, ГПа Изменение микротвердости относительно необлученного образца, %
Исходный 4.6 ± 0.08 -
Нагрев до 700 °С 3.2 ± 0.10 ¿30.4
После обработки (поверхностный слой) 2.2 ± 0.06 ¿52.1
После обработки (поперечный шлиф, сердцевина) 5.0 ± 0.22 Т 8.0
Рис. 3. Изменение микротвердости по поперечному сечению образца стали 30ХГСН2А (а) и диаграммы наноиндентирования образцов серии 1 (б): без обработки (1); после облучения пучком ионов 7г+ (2); после отжига при 700 °С (3)
/, мкм L, нм
В качестве предположительных причин повышения микротвердости материала сердцевины можно назвать следующие:
- перераспределение (диффузия) углерода при ион-но-лучевом воздействии (что сопровождалось образованием ферритных зерен на поверхности, см. данные оптической и просвечивающей электронной микроскопии). Этот факт будет проанализирован ниже при рассмотрении данных рентгенодифракционного микроанализа;
- распад остаточного аустенита и образование бей-нитно-мартенситной структуры в процессе циклического нагрева образца пучком ионов 2г+.
Проведено наноиндентирование образцов без обработки и после облучения ионным пучком (табл. 2), по результатам которого построены графики зависимости глубины индентирования от величины нагрузки на ин-дентор (рис. 3, б). Видно, что наибольшей нанотвер-достью приповерхностного слоя характеризуются образцы без обработки (кривая 1). Наименьшая величина нанотвердости наблюдается в облученном образце, что на 70 % ниже значения данного параметра в образце без обработки. У образца после выдержки при 700 °С также наблюдается снижение нанотвердости, но в меньшей степени — на 51 %. Полученные результаты хорошо согласуются с характером изменения нанотвердости в образцах стали 12Х1МФ, подвергнутых обработке подобного типа [8].
На рис. 4, а представлен монтаж из электронно-микроскопических фотографий, характеризующий струк-
туру приповерхностного слоя облученного образца серии 1 на глубину порядка 100 мкм. Видно, что вблизи поверхности на глубине до ~25-30 мкм в результате термического воздействия сформировалась зеренная феррито-цементитная структура. Она характеризуется невысокой микротвердостью, что хорошо согласуется с данными измерений данного параметра (рис. 3, а, кривая 2). Далее фиксируется формирование переходной структуры (на глубине не более 100 мкм), состоящей из зерен феррита размером порядка 5-10 мкм и сорбита (последняя фаза характерна для высокотемпературного отпуска), что также сопровождается ростом микротвердости (рис. 3, а, кривая 2). В нижележащих слоях образца (на глубине более 100 мкм) фиксируется (исходная) мартенситная (мартенситно-бейнит-ная) структура, которая характеризуется максимальной микротвердостью, что также подтверждается данными ее измерения.
После ионно-лучевой обработки на поверхности образцов наблюдается формирование высокодисперсных частиц размером порядка 100 нм (рис. 4, б). С помощью рентгеноспектрального микроанализа был определен фазовый состав образца в исходном состоянии (рис. 4, в) и после облучения (рис. 4, г). Видно, что у образца после обработки кроме элементов, характерных для исходного химического состава, наблюдаются пики, свидетельствующие о наличии циркония. На глубине 6-8 мкм и далее химический состав практически не отличается от состава необработанных образцов данной стали.
Таблица 2
Значения нанотвердости образцов стали 30ХГСН2А серии 1 в различном состоянии Тип образца Твердость, ГПа Модуль, ГПа
Без обработки__10.0 ± 2.4__313 ± 53_
После облучения 3.0 ± 0.4 (70 % I) 278 ± 41 (11 % I)
Выдержка при 700 °С 4.9 ± 1.5 (51 % I) 302 ± 63 (4 % I)
Рис. 4. Поперечное сечение поверхностного слоя облученного образца (а), просвечивающая электронная микроскопия; поверхность образца после облучения (б), растровая электронная микроскопия; данные микрорентгеноспектрального анализа на поверхности образца в исходном состоянии (в) и после ионно-лучевой обработки (г)
Дополнительно с помощью рентгеноспектрального микроанализа был оценен химический состав на поверхности образца в исходном состоянии и после отжига, а также по поперечному сечению облученного образца (рис. 5). На рисунке для повышения наглядности приведены данные только для двух элементов (Бе и С), поскольку для остальных количественные значения достаточно малы и в силу наблюдаемого разброса заметно затрудняют анализ полученных данных. Вследствие небольшого количества данных зависимости носят, скорее, качественный характер, однако даже их достаточно для грубого анализа изменений, произо-
шедших при облучении. В целом можно сделать следующие заключения:
- по данным микроанализа после проведения усреднения по нескольким точкам образец после стандартной термообработки можно охарактеризовать как содержащий порядка 85 % железа и 10 % углерода (рис. 5, а, б, кривые 1, 4);
- в отожженном при 700 °С образце содержание железа можно оценить как равное ~78 %, в то время как содержание углерода выше, чем в образце после стандартной термообработки, и составляет ~17 %. Заметим, что приведенные данные (рис. 5, а, б, кривые 2, 5)
Рис. 5. Процентное (атомарное) содержание углерода (а), железа (б) на различном расстоянии от поверхности облученного образца серии 1 по данным рентгеноспектрального микроанализа: образец без обработки (1, 4); образец, отожженный при температуре 700 °С (2, 5); образец после облучения (3, 6)
Рис. 6. Поверхность образцов серии 1 (вид сверху): без обработки (а); после отжига при 700 °С (б); поверхностный слой (в) и поперечный шлиф (г) после модифицирования ионным пучком
близки к табличным для данной стали, а также к показателям для сердцевины образца после облучения (рис. 5, а, б, кривые 3, 6);
- в облученном образце в поверхностном слое (на удалении 20 мкм) локальное содержание углерода может достигать 24 %, железа — 72 %. В сердцевине содержание двух анализируемых элементов для отожженного и облученного образцов близко. Наибольший разброс и изменение наблюдаются на удалении 40 мкм (рис. 5, а, б, кривые 3, 6). Видно, что с учетом разброса содержание железа здесь повышается до ~89 %, в то время как углерода снижается до ~7 %. Приведенные количественные данные предназначены для качественного понимания произошедших в образцах (облученном и отожженном) изменений.
С помощью 2% раствора азотной кислоты было проведено травление образцов для выявления их микроструктуры (рис. 6). Для необработанного образца серии 1 характерны как мартенситная (рис. 6, а), так и бейнитная структура, сформированная в процессе стандартной термической обработки. Очевидно, что образование последней обусловлено неравномерностью теп-лоотвода при закалке образцов (вследствие разной скорости охлаждения), что и привело к формированию структур обоих типов (мартенсита и бейнита). Это различие слабо проявляется при проведении испытаний
на статическое растяжение, однако оказывается решающим при усталостных испытаниях: среднее количество циклов до разрушения (при верхнем уровне нагрузки 270 МПа) в образцах с мартенситной структурой (серия 1) составило порядка 210 • 103 циклов, в то время как в образцах с бейнитной (бейнито-мартенстной) структурой (серия 1) — порядка 110 • 103 циклов (см. табл. 6).
У образца, отожженного при температуре 700 °С в течение 19 мин, наблюдается формирование ферритных зерен. В целом структура таких образцов состоит из смеси феррита, перлита и бейнита (рис. 6, б). Подобная феррито-перлитная смесь в исследуемом классе сталей обычно формируется при нагреве выше 650 °С с последующим постепенным охлаждением.
В поверхностном слое образца, облученного ионным пучком, выявляется зеренная структура со средним размером структурных элементов порядка 2-5 мкм (рис. 6, в). Также был сделан поперечный шлиф облученного образца. Модификация поверхностного слоя в образцах в результате ионно-лучевой обработки проявляется неоднозначно. В некоторых случаях в результате высокотемпературного нагрева в поверхностном слое на глубине порядка 25-35 мкм формируются феррит-ные зерна (рис. 6, г). Далее на глубине до 100-120 мкм формируется переходная структура сорбита, за которой фиксируется мартенситно-бейнитная структура. В дру-
гом случае структура поверхностного слоя подобна таковой в образцах, отожженных при 700 °С в течение 19 мин. При этом в приповерхностном слое формируются ферритные зерна, а также наблюдается смесь бейнита и сорбита. Глубина такого слоя может составлять порядка 100 мкм. Далее наблюдается традиционная для используемого режима термообработки мартен-ситная структура.
Таким образом, сопоставляя данные металлографии (рис. 6, в, г) и измерения микротвердости (рис. 3, а, кривая 2), можно сделать вывод о том, что именно в поверхностном слое на глубине до 100-120 мкм структура подверглась максимальной модификации и разупрочнению.
3.1.2. Образцы серии 2
Поскольку детали из стали 30ХГСН2А предназначены для работы в тяжелых условиях, высокие эксплуатационные свойства может обеспечить только формирование мартенситной структуры при закалке. Таким образом, условия термообработки второй серии образцов были строго выдержаны с целью формирования такой структуры, что обеспечивалось соблюдением температурных режимов и высокой скоростью теплоотвода при закалке в масло.
Проведенные металлографические исследования показали, что в результате термообработки в образцах получена структура мартенсита отпуска (рис. 7, а). В облученных образцах серии 2 наблюдается однородная структура бейнита с включениями ферритных зерен (рис. 7, б). Для оценки термического влияния в процессе ионно-лучевой обработки также был подвергнут облучению массивный образец сечением 8x5 мм (рис. 7, в, г). Этот эксперимент ставил своей целью выяснить возможность применения данного вида обработки для деталей из стали 30ХГСН2А, имеющих толщину более 5 мм. К сожалению, подобно всем «тонким» образцам серии 2, после обработки не удается в явном виде различить модифицированный поверхностный слой. Это свидетельствует о том, что массогабаритные показатели образца, определяющие характер распространения тепла при облучении, способны оказывать заметное влияние на изменение структуры поверхностного слоя и в целом по поперечному сечению.
Для образцов серии 2 также проведено исследование изменения микротвердости (рис. 8). При сравнении необработанных образцов заметно, что значения микротвердости образца из второй серии меньше (рис. 8). Микротвердость образцов серии 2 после отжига при 700 °С характеризуется определенным разбросом, но в
Рис. 7. Микроструктура образцов серии 2: в исходном состоянии (а), поперечное сечение после ионно-лучевой обработки (б), поперечное сечение облученного массивного образца вблизи поверхности (в) и в сердцевине (г)
Рис. 8. Значения микротвердости по поперечному сечению образцов серии 2: в исходном состоянии (1); тонкий образец после облучения (2); после отжига 700 °С (3); массивный образец после облучения (4)
среднем их величина сопоставима с таковой для образцов серии 1 (рис. 3, а).
Также проведено сравнение микротвердости облученных образцов из обеих серий (рис. 3, а, 8). Видно, что образцы второй серии после обработки имеют меньшую микротвердость по сравнению с образцами первой серии (см. кривую 2 на обоих рисунках). Характер разупрочнения массивного образца подобен таковому для образца, отожженного при 700 °С в течение 19 мин. Заметим, что в облученных образцах серии 2 формируется разупрочненный поверхностный слой глубиной не более 150 мкм, в то время как в массивном образце заметное разупрочнение произошло на глубине не более 50 мкм.
3.2. Механические испытания 3.2.1. Статическое растяжение
Проведены испытания на статическое растяжение образцов серии 1 с отверстием (рис. 9, а, табл. 3). Сравнение диаграмм нагружения образцов без и после облучения показало, что произошло снижение предела прочности на 350 МПа. Также заслуживает обсуждения этап предразрушения. В необлученном образце после достижения предела прочности образец удлиняется без разрушения на Ав = 1 % (кривая 1), при этом напряжение течения снижается на Аа =150 МПа. Учитывая, что испытывали образцы с отверстием, следовало ожидать, что вместо шейки должно происходить формиро-
Рис. 9. Диаграммы растяжения образцов с отверстием серий 1 (а) и 2 (б): в исходном состоянии (1); после облучения (2); после отжига при 700 °С в течение 19 мин (3)
вание двух сопряженных макрополос локализованной деформации. В остальных двух типах образцов этап макролокализации (формирования «шейки») практически не проявляется.
В образцах с отверстием второй серии (рис. 9, б, табл. 4) отжиг при 700 °С привел к незначительному повышению механических свойств образца. Облучение ионным пучком, наоборот, привело к незначительному снижению предела прочности, при этом значение относительного удлинения до разрушения образца практически не изменилось. Следует, однако, отметить, что длина рабочей части при растяжении образцов второй серии была меньше. Это связано с тем, что облученные образцы ломались не в области концентратора, а на границе облученной зоны и основного материала, что вызывало необходимость зажимать их ближе к отверстию, уменьшая длину рабочей части. По этой причине
Таблица 3
Механические свойства образцов серии 1, определенные при статическом растяжении
Тип образца ав, МПа Изменение ав, % в, % Изменение в, %
Без обработки 1630 - 6 -
После облучения 1270 I 22 8 Т 25
После отжига при 700 °С 935 I 42 7 Т17
Таблица 4
Механические свойства образцов серии 2, определенные при статическом растяжении Тип образца cB, МПа Изменение cB, % е, % Изменение е, %
Без обработки 1640 - 12 -
После облучения 1495 i 9 12 0
После отжига при 700 °С 1650 Î1 13 Î 8
сравнивать абсолютные значения величины относительного удлинения для обеих серий не вполне корректно.
Поверхности образцов серии 1, разрушенных в результате испытаний на статическое растяжение, были исследованы с помощью оптической микроскопии (рис. 10). На рис. 10, а видно, что на поверхности необ-лученного образца формируется деформационный рельеф, элементы которого характеризуют исходную микроструктуру образца. В случае облученного образца рельеф имеет «зеренное происхождение», что согласуется с фактом наличия термически индуцированного разупрочнения слоя, соответствующего изменениям его внутренней структуры. Наиболее интересный результат получен для отожженного в атмосфере аргона образца (рис. 10, в), где видно формирование множества трещин в поверхностном слое. Это не характерно для вязких материалов, поэтому объяснение этого эффекта, наиболее вероятно, может быть основано на факте длительного постоянного термического воздействия. В этом случае помимо снижения микротвердости наиболее вероятно произошло некоторое охрупчивание, которое при растяжении обусловило формирование поперечных трещин (по границам зерен произошло выделение карбидной фазы и легирующих элементов, затрудняющих пластическое течение и снижающих пороговые значения трещиностойкости закаленных сталей, см. выше данные рентгено-дифракционного анализа).
Данные рассуждения находят подтверждение и при анализе полей векторов смещений интенсивности деформации (рис. 11). В частности, факт формирования пары сопряженных макрополос локализованной дефор-
мации проявляется на картине распределения интенсивности деформации сдвига в необлученном образце первой серии (рис. 11, г). С другой стороны, на диаграмме облученного образца деформационное упрочнение проявляется в гораздо меньшей степени — уровень внешнего деформационного напряжения снижается заметно быстрее. Судя по данным металлографии и измерениям микротвердости, разрушение образца инициируется в слое, суммарная толщина которого составляет практически 1/3 от его толщины, и подобная «пластификация» приводит к менее выраженной локализации, а макрополосы практически не наблюдаются (рис. 11, Э). Это подтверждается и характером деформирования образца после отжига при Т = 700 °С, на диаграмме деформирования которого также отсутствует «падающий» участок (аналогичный формированию шейки), а на картинах распределения интенсивности деформации сдвига видна область, характеризующаяся значительным утонением (рис. 11, е).
Таким образом, механические свойства необлучен-ного образца стали 30ХГСН2А из серии 1 (выявленные в результате статических испытаний) являются достаточно высокими, что проявляется в величине предела прочности ств = 1600 МПа, величине удлинения до разрушения е = 6 %, формировании шейки перед разрушением и исключает хрупкое разрушение при растяжении образца. Исходя из определенных механических свойств облученного образца, с первого взгляда необходимость использования исследованного типа обработки не является очевидной. Однако, как показали последующие усталостные испытания, снижение пре-
Рис. 10. Поверхность разрушенных образцов серии 1 при статическом растяжении: образец без обработки (а); после модификации поверхностного слоя (б); после отжига при 700 °С (в)
Рис. 11. Фотографии образцов и поля векторов смещения незадолго до разрушения: образец без обработки (а, г); после ионно-лучевой модификации (б, д); после отжига при 700 °С (в, е)
дела прочности на 350 МПа является не самым решающим фактором с позиции сопротивления зарождению и росту усталостной трещины.
3.2.2. Испытания на циклическое растяжение
В ходе испытаний было определено количество циклов до разрушения всех типов образцов (табл. 5). Полу-
ченные данные также свидетельствуют о том, что при циклическом растяжении образцов высокопрочных сталей сопротивление усталостному разрушению определяется не только пределом прочности, но и способностью образца противостоять зарождению трещин. Это может быть обеспечено и развитием процессов в поверхностном слое. Частично такое обоснование под-
Таблица 5
Результаты испытаний на усталостную долговечность
Тип образца Максимальная нагрузка, МПа Частота, Гц Количество циклов *р Изменение, %
Образцы серии 1
Исходный 270 15 (209 ± 18) •Ю3 -
После облучения 270 15 (330 ± 40) •Ю3 Т 37
После отжига при 700 °С 270 15 (138 ± 36)^ 103 I 34
Образцы серии 2
Исходный 430 15 (75.8 ± 22) •Ю3 -
После облучения 430 15 (107 ± 36) •Ю3 Т 29
После отжига при 700 °С 430 15 (63 ± 16) • 103 !17
28002400-
-1-1-1-
160000 240000 320000
N
Рис. 12. Зависимость длины трещины от количества циклов нагружения образцов серии № 1 (а): образец без обработки (1), после облучения ионным пучком 7г+ (2); фотографии поверхности разрушения образца без обработки (б), после облучения (в)
тверждается приведенной на рис. 12, а зависимостью роста усталостной трещины от количества циклов на-гружения.
На основании анализа фотографий образцов серии 1 построена зависимость роста усталостной трещины (рис. 12, а). Видно, что у образца после ионной обработки трещина зарождается намного позднее и развивается медленнее, о чем свидетельствуют данные ско-
рости роста трещины. Для образцов без обработки скорость роста трещины составляет 0.083 мкм/цикл, после ионной обработки 0.025 мкм/цикл. Таким образом, модификация поверхностного слоя образцов пучком ионов 2г+ способствует задержке зарождения усталостной трещины в ~2 раза, а также увеличивает время ее распространения в ~3 раза.
С помощью растровой электронной микроскопии были сделаны фотографии поверхности разрушения образцов после испытания на циклическое растяжение (рис. 12, б, в). Видно, что в образце без обработки наблюдается хрупкое разрушение, характерное для высокопрочных сталей. В образце, облученном пучком ионов 2г+, в модифицированном слое наблюдается ямочный излом, характерный для вязкого разрушения.
По полученным во время испытаний образцов серии 2 на циклическое растяжение фотографиям, были построены поля векторов смещений. На рис. 13, г-е приведены векторные поля, построенные при анализе первого и последнего изображений, полученных в ходе усталостных испытаний. Видно, что наиболее равномерно деформация распределена в образце после ионного облучения (рис. 13, б, д). В образце в исходном состоянии развитие трещины происходит более хрупко: основные перемещения связаны именно с раскрытием берегов трещины (рис. 13, а, г). В образце после высокотемпературной выдержки деформация распределена подобно таковой в образце после ионного облучения (рис. 13, в, е). В силу того, что образец был существенно разупрочнен во время отжига при температуре 700 °С, усталостная трещина развивается более интенсивно, что также сопровождается снижением усталостной долговечности.
Результаты исследования механических свойств образцов серий 1 и 2 сведены в табл. 6.
4. Обсуждение результатов
Приведенное ниже обсуждение в большей степени касается образцов серии 1, где выявлено формирование разупрочненного поверхностного слоя, переходного слоя и повышение усталостной долговечности до 1.5 раз. В случае когда условия проведения термообработки были полностью соблюдены, эффект повышения количества циклов нагружения до усталостного разрушения несколько ниже.
В ходе проведенной обработки образцов первой серии стали 30ХГСН2А пучком ионов 2г+ в приповерхностном слое на глубине до 2 мкм формируются интер-металлидные соединения системы Бе-2г, а также карбиды циркония. Предположительно именно они наблюдаются на поверхности образца при съемке в растровом электронном микроскопе (рис. 4, б).
В поверхностном слое образца после обработки фиксируется деформация (искажение) кристаллической
Рис. 13. Фотографии поверхности, поля векторов смещения и вектора смещения образцов: в исходном состоянии (а, г, ж); после облучения пучком ионов (б, д, з); после отжига при 700 °С (в, е, и)
Таблица 6
Тип структуры и механические свойства образцов стали 30ХГСН2А
Тип образца Микроструктура образца Максимальная нагрузка, МПа Предел прочности о, МПа Удлинение до разрушения е, % Среднее количество циклов
Образцы серии 1
Исходный Мартенсит + бейнит 270 1518 12.8 101176
Исходный Мартенсит 270 - - 209400
После облучения Феррит + сорбит + бейнит + мартенсит 270 - - 332189
Образцы серии 2
Исходный Мартенсит 430 1611 16 75 800
После облучения Феррит + сорбит + бейнит + мартенсит 430 - - 107400
решетки. У поверхности она максимальна в нормальном направлении. Такое сильнонапряженное состояние может приводить к распаду материала при растяжении, что будет сопровождаться формированием (микро) трещин. На глубине до 25-35 мкм от поверхности, вследствие влияния высоких температур происходит высокотемпературный отпуск, в результате чего формируется феррито-цементитная структура с характерным размером зерна порядка 2-5 мкм. Далее на глубине не более 100 мкм формируется структура сорбита, характерная для высокотемпературного отпуска при температурах выше 650 °С с включением ферритных зерен размером порядка 5-10 мкм. Подобная структура наблюдается и у образцов, отожженных при 700 °С, что косвенно может указывать на то, что облученные образцы на глубине 35-100 мкм испытывали подобное термическое воздействие. В то же время на поверхности модифицированных образцов температура значительно выше, что должно приводить к образованию зеренной структуры. Глубже 100 мкм в результате термоциклирования при ион-но-лучевой обработке остаточный аустенит может трансформироваться в бейнит, в результате чего образуется бейнито-мартенситная структура, наличие которой приводит к незначительному повышению твердости по сравнению с аустенитно-мартенситной структурой образца после стандартной термической обработки. Схематически это представлено на рис. 14.
Таким образом, ионная обработка выгодно отличается от простой выдержки при 700 °С тем, что ширина зоны термического влияния сводится к минимуму (поверхностный слой глубиной не более 100 мкм), при этом подложка (как в случае с образцами серии 2) в целом сохраняет свои прочностные характеристики. С другой стороны, в обработанном образце формируется поверхностно модифицированный слой, который благоприятно влияет на сопротивление зарождению и росту усталостных трещин.
Ферритные зерна с
Рис. 14. Схема модификации поверхностного слоя стали 30ХГСН2А при облучении пучком ионов 2г+
По данным измерений микротвердости образца после обработки наблюдается разупрочнение поверхностного слоя на глубину не более 100 мкм, что соответствует границе зоны термического влияния, выявленной с помощью просвечивающей электронной микроскопии. При этом микротвердость в сердцевине образца после обработки незначительно повысилась (на 8 %), что наиболее вероятно связано с распадом остаточного аустенита. При измерении на плоской поверхности обнаружено существенное уменьшение микротвердости (на 52 %). Соответственно, наименьшие значения микротвердости получены в области ферритных зерен. Далее формируется более твердая структура сорбита (глубиной до 100 мкм), переходящая в более прочную бей-нито-мартенситную структуру.
Анализ полученных результатов показывает, что в образцах, подвергнутых ионно-лучевой обработке, снижение предела прочности произошло вследствие разупрочнения поверхностного слоя, что одновременно сопровождалось повышением относительного удлинения до разрушения. Диаграммы растяжения образцов с отверстием характеризуют меньшую величину ее относительного удлинения из-за наличия концентратора напряжений (отверстия). В то же время предел прочности у образца без обработки хорошо совпадает с табличными данными для этой стали.
По анализу полей векторов перемещений и распределения деформации можно сказать, что формирование модифицированного поверхностного слоя обеспечивает более равномерное распределение деформации, а следовательно, и возможность эффективной релаксации концентраторов напряжений, возникающих в поверхностном слое. Это приводит к тому, что магистральная трещина зарождается значительно позднее, тем самым увеличивается усталостная долговечность облученного образца.
По своему назначению и свойствам сталь 30ХГСН2А является великолепным конструкционным материалом, сочетающим высокую прочность и достаточную вязкость, что и обусловило ее широкое использование для изготовления деталей машин ответственного назначения. С другой стороны, вопрос повышения ее усталостной долговечности является актуальным. Поскольку в случае мало- и многоцикловой усталости зарождение трещин инициируется на поверхности, вполне логичным представляется не пытаться далее улучшать структуру в объеме, а сосредоточиться на модификации поверхности. В этом случае также можно не повышать более твердость и прочность поверхностного слоя, а наоборот, попытаться придать ему пластичность на глубине не более нескольких сотен микрометров. Прежде всего, следует признать, что использованная обработка в значительно меньшей степени влияет на структуру и свойства (через внедрение 2г в поверхность), нежели через оказываемое на образец термическое
влияние. Более того, исходная структура стали до облучения достаточно сбалансирована и оптимизирована, поэтому возникновение новых фаз на основе 2г вряд ли должно привести к существенным улучшениям. Однако предложенная методика облучения позволила лучше контролировать изменение температуры, поскольку оно в этом случае происходило периодически, что и позволило локализовать нагрев преимущественно в поверхностном слое данной нетеплостойкой стали. Таким образом, основные структурные изменения в образцах исследуемой стали были внесены вследствие периодического термического воздействия ионного пучка.
Обсудим, каким образом сформированная трехслойная структура влияет на сопротивление механическому нагружению (по данным для образцов серии 1). Первым, по мнению авторов, положительным фактором влияния является некоторое разупрочнение поверхностного слоя толщиной несколько десятков микрометров. Как уже отмечалось выше, любой (в том числе технический) дефект на поверхности высокопрочной стали является концентратором напряжений. Таким образом, формирование верхнего слоя не снижает заметно несущую способность, но позволяет увеличить сопротивление зарождению микротрещин.
Далее на глубине до нескольких десятков-сотен микрометров формируется переходный слой. Он выполняет важную роль сопряжения с сердцевиной, в которой сталь должна сохранять исходную высокопрочную мар-тенситную структуру. Здесь микротвердость по мере удаления от облученной поверхности постепенно возрастает, не испытывая заметных скачков. Несмотря на это за счет наличия двух верхних подслоев суммарно в образце толщиной 1 мм предел прочности снижается на 350 МПа.
Согласно диаграмме роста усталостной трещины эффект повышения долговечности связан именно с задержкой времени ее зарождения. В такой постановке авторы полагают, что именно разупрочнение поверхностного слоя определяет этот эффект. Это хорошо согласуется с многочисленными работами, связанными с изучением сопротивления поверхностного слоя (усталостному) разрушению [12-16]. При этом крайне важно, что структура и свойства материала сердцевины остаются в исходном состоянии, что позволяет сохранить несущую способность материала (серия 2). В случае когда подобный вид и режим ионно-лучевой обработки будут применяться для обработки образцов (изделий) большей толщины, термически индуцированное разупрочнение поверхностного слоя на глубину 100150 мкм должно оказывать минимальное влияние на макромеханические свойства, в то время как будет иметь место заметное сопротивление зарождению усталостных трещин. Таким образом, использованная в работе обработка является полезной с позиции повыше-
ния усталостной долговечности. Более того, использованную обработку в приложении к стали 30ХГСН2А следует рассматривать более как модельную, поскольку подобный термический эффект может быть достигнут облучением импульсным электронным пучком, ТВЧ-обработкой и др. Однако данный аспект является предметом отдельного научного исследования, выходящего за рамки этой статьи.
5. Заключение
Проведено исследование структуры поверхностного слоя образцов стали 30ХГСН2А после ионно-лучевой обработки. Показано, что на поверхности формируются высокодисперсные частицы размером порядка 100 нм. В подповерхностном слое в результате высокотемпературного термического воздействия мартенситная структура переходит в феррито-перлитную на глубине порядка 35 мкм. В сердцевине образца после обработки также наблюдаются изменения, приводящие к повышению твердости на 8 %.
В результате испытаний на статическое растяжение показано снижение предела прочности и повышение относительного удлинения облученных образцов. Влияние отжига при температуре 700 °С и ионно-лучевого облучения при исходной мартенсито-бейнитной структуре (серия 1) заметно сильнее, чем подобное влияние в случае исходной мартенситной структуры (серия 2). В образцах серии 1 после отжига предел прочности снизился на 42 %, а после облучения — на 22 %. При этом очевидно, что облучение пучком ионов 2г+ не приводит к однородному разупрочнению (как в случае отжига), что сопровождается формированием слоистой структуры. В серии 2 наблюдается незначительное снижение предела прочности (на 9 %) только при ионно-лучевом облучении. Таким образом, подобную обработку стоит рекомендовать для деталей, имеющих структуру мартенсита отпуска, несмотря на несколько меньший эффект повышения усталостной долговечности.
Данные испытаний на статическое растяжение образцов серии 2 после отжига показали, что выдержка при температуре 700 °С приводит к формированию более равновесной микроструктуры, что выражается в повышении относительного удлинения, незначительном снижении микротвердости и сохранении предела прочности. Несмотря на это усталостная долговечность таких образцов снижается по сравнению с необлучен-ными образцами.
Усталостные испытания показали, что образцы после ионно-лучевой обработки характеризуются большей усталостной долговечностью по сравнению с необлу-ченными. Основной причиной выявленных изменений является формирование слоистой структуры, в том числе разупрочнение поверхностного слоя. В закаленных
образцах зарождение микротрещин начинается раньше, что завершается быстрым возникновением и ростом магистральной усталостной трещины.
Основной эффект повышения усталостной долговечности связан как с формированием разупрочненного поверхностного слоя, так и с изменениями, прошедшими в результате облучения в сердцевине образца. Модификация образца в первую очередь связана с термическим влиянием ионно-лучевого воздействия. Вращение образцов в процессе обработки привело к локализации нагрева в поверхностном слое и разупрочнению на глубину до 100-150 мкм. Микроструктура и значения микротвердости образцов после отжига и образцов после облучения на глубине 30-150 мкм косвенно свидетельствуют о том, что в этой области модифицированные образцы испытывали температуру порядка 700 °С. Очевидно, что поверхностный слой глубиной до 30 мкм испытывал нагрев до заметно больших температур, в то время как сердцевина образца, наоборот, заметно меньшие. Несмотря на это в сердцевине образца также произошли термически индуцированные изменения, выявляемые по повышению значений микротвердости. Полученное сочетание разуп-рочненного поверхностного слоя и более прочной сердцевины позволило повысить усталостную долговечность на 29-37 %.
При сравнении тонкого (толщиной 1 мм) и массивного образцов выявлено, что снижение микротвердости по поперечному сечению последнего происходит не только в поверхностном слое, но и в сердцевине. Таким образом, для каждого значения толщины образца необходимо подбирать уникальные параметры облучения. В противном случае получить слоистую структуру, сформированную в образцах толщиной 1 мм, не удастся.
Формирование слоистой структуры в результате ионно-лучевой обработки приводит к повышению усталостной долговечности образцов. Можно выделить три основных слоя структуры, сформировавшиеся в процессе термического воздействия при ионно-лучевой обработке. Это поверхностный слой глубиной до 30 мкм в виде крупных ферритных зерен, переходный слой на глубине от 30 до 150 мкм в виде сорбита и сердцевина образца. В разупрочненном поверхностном слое эффективно диспергируются концентраторы напряжений, что снижает степень локализации деформации и увеличивает количество циклов до зарождения усталостной трещины. Слой с сорбитной структурой является промежуточным и обеспечивает плавный переход к сердцевине. При этом за счет сохранения исходной микроструктуры в объеме образца частично сохраняются механические свойства в целом и не происходит критического падения предела прочности, как при отжиге до 700 °С (серия 1).
Основные различия между первой и второй серией образцов в первую очередь связаны с различной исходной структурой, влияющей на характер ее дальнейшей модификации при облучении/отжиге. В серии 1 (мар-тенсито-бейнитная структура) при выдержке при 700 °С происходит существенное падение предела прочности и разупрочнение образца. В серии 2 (мартенситная структура) отжиг приводит лишь к снятию напряжений и незначительному повышению механических свойств на растяжение. Подобная картина наблюдается и у образцов после облучения. При этом очевидно, что термическое влияние при исходной мартенситной структуре заметно меньше, что проявляется в отсутствии крупных ферритных зерен на поверхности в образцах серии 2. Кроме того, исходная мартенситная структура заметно повышает механические свойства образцов, что вызвало необходимость повышения верхней нагрузки цикла при циклическом растяжении образцов серии 2.
Сформированная слоистая структура при ионно-лучевом облучении оказалась эффективной и вероятно может быть получена с помощью других методов обработки, позволяющих управлять термическим воздействием относительно глубины образца.
Работа выполнена при частичной финансовой поддержке проектов РФФИ № 13-08-90402 Укр_ф_а, СО РАН 111.20.1.3 и гранта Президента РФ для государственной поддержки ведущих научных школ РФ НШ-2817.2014.1. Структурные исследования были частично проведены на оборудовании ЦКП «Нанотех» в ИФПМ СО РАН. Особая благодарность выражается сотрудникам ИФПМ СО РАН В.В. Нейфельду и М.П. Калашникову за помощь в обработке образцов и проведении исследований на просвечивающем электронном микроскопе.
Литература
1. Панин B.E., Панин A.B., Моисеенко Д.Д., Елсукова Т.Ф., Кузина О.Ю., Максимов П.В. Эффект «шахматной доски» в распределении напряжений и деформаций на интерфейсах в нагруженном твердом теле // ДАН. - 2006. - Т. 409. - № 5. - С. 606-610.
2. Панин В.Е., Сергеев В.П., Панин А.В., Почивалов Ю.И. Нано-структурирование поверхностных слоев и нанесение нанострук-турных покрытий — эффективный способ упрочнения современных конструкционных и инструментальных материалов // ФММ. -2007. - Т. 104. - № 6. - С. 650-660.
3. Панин В.Е., Панин А.В. Масштабные уровни пластической дефор-
мации и разрушения наноструктурированных материалов // Нано-техника. - 2005. - № 3. - С. 28-42.
4. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Панин А.В. Полевая теория дефектной подсистемы в шейке деформируемого твердого тела // Вопросы материаловедения. - 2008. - № 1. - С. 197-212.
5. Елсукова Т.Ф., Панин В.Е., Панин А.В., Кузина О.Ю. Мезоскопи-ческая субструктура и свойства поликристаллов при циклическом нагружении // Деформация и разрушение материалов. - 2006. -№ 4. - С. 12-17.
6. Suresh S. Fatigue of Materials. - Cambridge: Cambridge University Press, 1991.
7. Nastasi M., Mayer J. W. Ion Implantation and Synthesis of Materials. -
Germany: Springer, 2QQ6. - P. 77-9Q.
8. Панин C.B., Bлacoв И.B., Сергеев B.П., Овечкин Б.Б., Maрy-щак П.О., Paмacyббy Cyндeр, Любymuн П.С., Тит^в B.B. Повышение усталостной долговечности стали 12ХМФ наноструктури-рованием поверхностного слоя ионным пучком Zr+. Исследование деформации и разрушения на мезомасштабном уровне // Физ. мезомех. - 2Q14. - Т. 17. - № 4. - С. 97-1Ю.
9. Зyбчeнкo A.C., Koлocкoв M.M., Каширский Ю.B. и др. Mарoчник сталей и сплавов. - M.: Mашинoстрoeниe, 2QQ3. - 784 с.
Ю. Панин C.B., Юссиф C.K., Сергеев B^. и др. Mнoжeствeннoe растрескивание как способ повышения стойкости к разрушению поверхностно упрочненных материалов // Перспективные материалы. - 2Q11. - Т. 1. - № 13. - Спец. выпуск. - С. 177-186.
11. Панин B.E., Сергеев B^., Панин A.B. Наноструктурирование поверхностных слоев конструкционных материалов и нанесение наноструктурных покрытий. - Томск: Изд-во ТПУ, 2QQ8. - 286 с.
12. Панин B.E., Eлcyкoвa Т.Ф., Панин A.B., Kyзина О.Ю., Kyзне-щв П.B. Meзoскoпичeскиe структурные уровни деформации в поверхностных слоях и характер усталостного разрушения поли-
кристаллов при знакопеременном изгибе. Часть I. Мезоскопи-ческая субструктура // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - № 2. - С. 517.
13. Елсукоеа Т.Ф., Панин В.Е., Попкова Ю.Ф. Механизмы интенсивной пластической деформации поликристаллического алюминия на мезомасштабном уровне при циклическом нагружении // Деформация и разрушение материалов. - 2010. - № 8. - С. 11-15.
14. Panin V.E., Elsukova T.F., Angelova G.V, Kuznetsov P. V. Mechanism of formation of fractal mesostructure at the surface of polycrystals upon cyclic loading // Деформация и разрушение материалов. -2002. - Т. 94. - № 4. - С. 92-103.
15. Hui W., Dong H, Weng Y., Shi J., Wang M. Long Life High Strength Steels to Resist Fatigue Failure and Delayed Fracture // Advanced Steels: The Recent Scenario in Steel Science and Technology. - Berlin: Springer-Verlag GmbH, 2011.
16. Paquet D., Lanteigne J., Bernard M., Baillargeon C. Characterizing the effect of residual stresses on high cycle fatigue (HCF) with induction heating treated stainless steel specimens // Int. J. Fatigue. - 2014. -V. 59. - P. 90-101.
Поступила в редакцию Q5.Q1.2Q15 г.
Сведения об авторах
Панин Сергей Викторович, д.т.н., зам. дир. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, svp@ispms.tsc.ru Власов Илья Викторович, технолог ИФПМ СО РАН, асп. ТПУ, good0@yandex.ru Сергеев Виктор Петрович, д.т.н., зам. дир. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, vserg@mail.ru Овечкин Борис Борисович, к.т.н., доц. ТПУ, ovechkinb@tpu.ru Любутин Павел Степанович, к.т.н., мнс ИФПМ СО РАН, ps_box@mail.ru Сундер Рамасуббу, к.т.н., доц. ТПУ, Tech. Dir., BISS Pvt. Ltd., Bangalore, India, rs@biss.in Миронов Юрий Петрович, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, myp@ispms.tsc.ru Марущак Павел Орестович, д.т.н., проф. ТНТУ им. И. Пулюя, Украина, heyfeld@mail.ru
