CC BY
71
УДК 53.097:539.376
Структура поверхностного слоя, формирующегося в стали 08Х18Н10Т, обработанной высокоинтенсивным электронным пучком, в условиях многоцикловой усталости
Ю.Ф. Иванов, С.В. Горбунов1, С.В. Воробьев1,
Н.Н. Коваль, С.В. Коновалов1, В.Е. Громов1
Институт сильноточной электроники СО РАН, Томск, 634055, Россия 1 Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк, 654007, Россия
Электронно-пучковая обработка с плотностью энергии 15 Дж/см2 увеличивает усталостную долговечность стали 08Х18Н10Т в 1.5 раза. Методами оптической, сканирующей и просвечивающей электронной дифракционной микроскопии проведены исследования фазового состава и дефектной субструктуры и выявлены факторы, способствующие повышению усталостной долговечности материала.
Ключевые слова: усталость, структурно-фазовые состояния, электронно-пучковая обработка
Structure of the surface layer formed in 08Cr18Ni10Ti steel treated by an electron beam of high energy density in high-cycle fatigue
Yu.F. Ivanov, S.V. Gorbunov1, S.V. Vorobiev1, N.N. Koval,
S.V. Konovalov1 and V.E. Gromov1
Institute of High Current Electronics SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 1 Siberian State Industrial University, Novokuznetsk, 654007, Russia
Electron beam treatment with an energy density of 15 J/cm2 provides a 1.5-fold increase in the fatigue life of 08Cr18Ni10Ti steel (0.08 % C, 18 % Cr, 10 % Ni, 1 % Ti). The phase composition and defect substructure of the steel was studied by optical, scanning and transmission electron microscopy and factors that assist in increasing the steel fatigue life were determined.
Keywords: fatigue, structural-phase states, electron beam treatment
1. Введение
Наиболее часто встречающимся видом нагружения
при эксплуатации конструкций, машин и механизмов является циклическое, при котором развиваются усталостные явления. Работы последних лет указывают на
сложную природу усталости, связанную с самоорганизацией, накоплением и взаимодействием дефектов на
разных масштабных уровнях, эволюцией дислокацион-
ных субструктур и структурно-фазовых состояний [1-
4]. Усталостные трещины, как правило, зарождаются
преимущественно в поверхностных слоях металлов [5,
6]. Предварительное упрочнение этих слоев за счет концентрированных потоков энергии [7-9] и использование импульсных электрических токов при усталост-
ном нагружении способны повысить усталостный ресурс материала [10-13].
Одним из перспективных методов целенаправленной модификации структурно-фазового состояния поверхностного слоя металлов и сплавов является высокоинтенсивная электронно-пучковая обработка поверхности в микро- и субмиллисекундном диапазоне времени воздействия [14-16]. Указанная обработка обеспечивает сверхвысокие скорости нагрева (до 106 К/с) поверхностного слоя до заданных температур, формирование предельных по величине градиентов температуры (до 107...108 К/м) и охлаждение поверхностного слоя за счет теплоотвода в основной объем материала со скоростями 104...109 К/с. В результате в поверхностном
© Иванов Ю.Ф., Горбунов С.В., Воробьев С.В., Коваль H.H., Коновалов С.В., Громов В.Е., 2011
слое создаются условия для образования неравновесных структурно-фазовых состояний — нанокристалли-ческих и аморфных. Целью настоящей работы является исследование структурно-фазовых состояний, формирующихся в зоне усталостного разрушения нержавеющей стали, обработанной высокоинтенсивным электронным пучком в субмиллисекундном диапазоне времени воздействия, и выявление факторов, способствующих увеличению ее усталостной долговечности.
2. Материал и методы исследования
В качестве материала исследования использована сталь 08Х18Н10Т [17]. Как и в [11-14, 18], образцы для усталостных испытаний имели форму параллелепипеда с параметрами 8x15x145 мм3. Имитация трещины осуществлялась надрезом в виде полуокружности радиуса 10 мм. Приготовленные таким образом образцы подвергали дополнительному отжигу при 1273 К (2 ч) с последующим охлаждением в воде. Модификацию поверхностного слоя стали осуществляли высокоинтенсивным электронным пучком субмиллисекундной длительности воздействия [19, 20]. Режим электроннопучковой обработки: энергия электронов еи = 18 кэВ, длительность импульса воздействия пучка электронов т = 50 мкс, количество импульсов воздействия N = 3, частота следования импульсов f = 0.3 с-1, плотность энергии пучка электронов Е5 = 15 Дж/см2. Данный режим электронно-пучковой обработки соответствовал начальной стадии плавления образца (сглаживание поверхности, исчезновение царапин). Усталостные испытания проводили на специальной установке по схеме циклического асимметричного консольного изгиба. Напряжение циклической нагрузки — 20 МПа, частота нагружения — 20 цикл/с, температура испытания — 296 К, число циклов перед разрушением стали — ~2.7-105.
Исследование структурно-фазового состояния стали осуществляли методами оптической, сканирующей и просвечивающей дифракционной (метод фольг) электронной микроскопии. Фольги готовили путем односто-
роннего электролитического утонения пластинок, вырезанных электроискровым методом из разрушенного образца (толщина пластинок-----300 мкм) и механически
утоненных до —100 мкм. Пластинки вырезали параллельно поверхности образца, обработанной электронным пучком. Исследование градиента структуры стали осуществляли путем анализа фольг, расположенных на расстоянии 10 и 80 мкм от обработанной электронным пучком поверхности, и фольг, полученных из слоя, прилегающего к данной поверхности. При этом тонкие места (места, пригодные для электронно-микроскопического анализа) получали на минимально возможном расстоянии от поверхности разрушения образца. Схема модификации и препарирования образца приведена на рис. 1.
Количественный анализ структуры стали осуществляли, используя методы стереологии [21] и количественной электронной микроскопии [22], фазовый анализ стали проводили путем индицирования микроэлектро-нограмм с использованием темнопольной методики [22, 23].
3. Результаты исследования и их обсуждение
Как показано в [24], исследуемая сталь в исходном состоянии (до электронно-пучковой обработки) является поликристаллическим материалом (средний размер зерен — 19.6 мкм), субструктура которого (внутризерен-ная структура) представлена микродвойниками и дислокациями. Скалярная плотность дислокаций, формирующих преимущественно сетчатую субструктуру, — —5 -1010 см-2. Средний объем материала, занятый микродвойниками, ----0.15. В объеме и вдоль границ зерен
располагаются частицы карбида типа М23 С6 ((Сг, Б е)23 С6). Частицы также формируют протяженные строчки (строчки дендритной ликвации). Средний размер частиц —167 нм (размер реальных частиц — 30-430 нм).
Образцы стали 08Х18Н10Т, не обработанные электронным пучком, были разрушены после —1.8-105 циклов нагружения [24]. В [25] показано, что основными причинами разрушения являются, во-первых, формирование в результате циклирования в поверхностном
Рис. 1. Схема препарирования образца, разрушенного в условиях усталостного нагружения, с целью приготовления фольг для электронномикроскопического анализа; 1-3 — фольги, расположенные на расстоянии ~0, 10 и 80 мкм от лицевой поверхности образца. Фигурной стрелкой на (а) и (б) указана поверхность образца, обработанная электронным пучком, объемной стрелкой на (б) — поверхность разрушения
слое образца толщиной —70 мкм областей материала с критической структурой (по терминологии [26-28]), не способной к дальнейшей эволюции, и, во-вторых, присутствие в стали глобулярных частиц карбида М23С6, несовместность деформации которых с матрицей сопровождается формированием внутренних полей напряжений, релаксирующих путем образования микротрещин.
Электронно-пучковая обработка поверхности образца приводит к следующим изменениям структуры стали, выявленным при количественном анализе состояния материала. Существенно (почти в 2 раза) уменьшается средний размер зерна, измеренный на обработанной поверхности образца, что обусловлено протеканием процесса динамической рекристаллизации, инициированного сверхвысокими скоростями нагрева и охлаждения, реализующимися при электронно-пучковой обработке. Увеличиваются объем материала ДК, занятого микродвойниками, скалярная плотность дислокаций (р), азимутальная составляющая угла полной разориен-тации элементов структуры Да и средняя плотность изгибных экстинкционных контуров рс, уменьшаются средние размеры областей разориентации D и средняя ширина изгибного экстинкционного контура h. По мере приближения к поверхности облучения уменьшаются средние размеры и плотность частиц карбида М23С6 (рис. 2, г). В слое, прилегающем к поверхности обработки, частицы карбида М23С6 не обнаруживаются.
Таким образом, электронно-пучковая обработка поверхности стали 08Х18Н10Т сопровождается формированием в материале градиентного структурно-фазового состояния, заключающегося в закономерном изменении по мере удаления от поверхности облучения фазового состава и состояния дефектной субструктуры (рис. 2). Большинство из рассмотренных параметров структуры стали изменяются немонотонным образом — точка перегиба на выявленных зависимостях располагается в слое на глубине —10 мкм, однозначно свидетельствуя о формировании в образце при электронно-пучковой обработке приповерхностного упрочненного слоя, что, несомненно, должно отразиться на усталостной долговечности стали.
Многоцикловые усталостные испытания образцов, обработанных электронным пучком, привели к их разрушению после N = —2.7-105 циклов нагружения, что соответствует увеличению усталостной долговечности исследуемой стали в —1.5 раза. Анализ поверхности разрушения методами сканирующей электронной микроскопии выявил формирование слоистой структуры, состоящей из поверхностного слоя толщиной 3-4 мкм, характеризующегося отсутствием деформационного рельефа, переходного слоя и основного объема материала. На границе раздела поверхностного и переходного слоев наблюдаются микротрещины и мик-ропоры.
Исследования состояния дефектной субструктуры поверхностного слоя разрушенной стали выявили в объеме зерен микродвойники деформации (рис. 3, а) и разнообразную дислокационную субструктуру: сетчатую (рис. 3, а), ячеисто-сетчатую (рис. 3, б), оборванные субграницы (рис. 3, в, указаны стрелками), полосы сдвига, сформировавшиеся из мезополосы (рис. 3, г), и полосы сдвига, формирующиеся в пакете микродвойников (рис. 3, д, е, стрелками указаны фрагменты в полосе сдвига). Основным типом дислокационной субструктуры является сетчатая, занимающая в среднем
S
2°
Н, мкм
Рис. 2. Зависимость от расстояния до поверхности электронно-пучковой обработки объема материала, занятого микродвойниками, Д V (а, кривая 1) и скалярной плотности дислокаций (р) (а, кривая 2), средних размеров областей разориентации D (б, кривая 1) и азимутальной составляющей угла полной разориентации элементов структуры Да (б, кривая 2), средней ширины изгибного экстинкционного контура к (в, кривая 1) и средней плотности изгибных экстинкционных контуров рс (в, кривая 2), средних размеров d (г, кривая 1) и плотности Я (г, кривая 2) частиц карбида М23С6 стали 08Х18Н10Т
—0.65 объема зерна. Ячеисто-сетчатая субструктура занимает —0.23 объема зерна, средние размеры ячеек — 230 ± 51 нм. Остальной объем зерна занимает полосовая субструктура. Плотность дислокаций, расположенных в ячейках, — 3.9-1010 см-2, плотность дислокаций в сетчатой субструктуре — 6.2-1010 см-2, в среднем по материалу--5.6 -1010 см-2.
Микродифракционный анализ структуры поверхностного слоя стали выявил рефлексы е-фазы (е-мартен-сит) (рис. 4, б). На светлопольных изображениях таких участков фольги видны игольчатые образования, подобные пластинкам двойников (рис. 4, а). Отличительной особенностью такой структуры является наличие микротрещин, расположенных вдоль границы раздела е-мартенсит - матрица (рис. 4, а, микротрещины указаны стрелками), которые никогда не наблюдались вдоль границы раздела двойник - матрица.
Рис. 3. Характерные электронно-микроскопические изображения пучковой обработки стали, разрушенной в результате усталости
Микроэлектронограммы поверхностного слоя характеризуются наличием сателлитов рефлексов матрицы. Как правило, данный дифракционный эффект свидетельствует о расслоении твердого раствора с образованием зон с повышенной концентрацией легирующих элементов [22, 23]. Причинами формирования таких областей могут быть, во-первых, пересыщенность стали дефектами (дислокации, субграницы, границы), образовавшимися при усталостных испытаниях и существенно изменяющими характер диффузионных процессов [29], во-вторых, отклонение твердых растворов от закона Рауля, обеспечивающее протекание «восходящей» диффузии растворенных элементов [29], в-третьих, наличие разности химических потенциалов растворенных атомов [30].
Структура слоя, расположенного на глубине око-ло10мкм, существенным образом отличается от
[, формирующейся в слое, примыкающем к поверхности электронно-
Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение структуры поверхностного слоя стали после электронно-пучковой обработки и усталостного разрушения: а — светлое поле, б — микроэлектронограмма. Стрелками на (а) указаны микротрещины, формирующиеся вдоль границы раздела кристаллов е-мартенсита и у-матрицы
Рис. 5. Характерные электронно-микроскопические изображения структуры, формирующейся в слое, расположенном на расстоянии —10 мкм от поверхности обработки стали: а, в, д, е — светлые поля; б, г — микроэлектронограммы
структуры, формирующейся у лицевой поверхности образца, а именно: основным типом дефектной субструктуры является полосовая, сформировавшаяся из мезополосы (рис. 5, а) и из пакетов микродвойников (рис. 5, в). В обоих случаях полосовая субструктура фрагментирована. Средние размеры фрагментов — 193.3 ±54.0 нм (размеры реальных фрагментов — 100400 нм). Заметно реже выявляются участки фольги с фрагментами, не имеющими выраженной ориентации (рис. 5, д, е).
Формирование фрагментированной субструктуры приводит к существенному радиальному размытию рефлексов на микроэлектронограммах (рис. 5, б, г). Максимальные значения разориентации фрагментов полосовой субструктуры составляют —11.5°, в субструктуре без выраженной ориентации фрагментов--16.4°.
Следуя работам [26-28], можно заключить, что в результате усталостного нагружения в переходном слое, расположенном на глубине —10 мкм, формируются области с критической структурой, не способной к дальнейшей эволюции, и разрушение материала наступает в результате формирования микротрещин в данном слое. Эти выводы хорошо согласуются с результатами, полученными при анализе поверхности разрушения стали: методами сканирующей микроскопии на границе раздела поверхностного и переходного слоев были выявлены микротрещины и микропоры.
Дефектная структура слоя, расположенного на глубине —80 мкм, подобна дефектной субструктуре, выявленной в слое, примыкающем к модифицированной поверхности образца, и представлена микродвойниками и дислокациями, организованными различным образом. Основным типом дислокационной субструктуры данного слоя является сетчатая; скалярная плотность дислокаций — 6.3 -1010 см-2. В отдельных случаях фиксируется образование оборванных субграниц.
На рис. 6 представлены зависимости, характеризующие изменение фазового состава и дефектной субструктуры усталостно разрушенной стали в приповерхностном слое толщиной —80 мкм. Анализ этих результатов свидетельствует о том, что многоцикловые усталостные испытания стали, обработанной электронным пучком, привели к формированию градиентов фазового состава и дефектной субструктуры материала, а именно: выявлено закономерное изменение (по мере увеличения расстояния от лицевой поверхности образца) скалярной плотности дислокаций (р), объема материала, занятого микродвойниками, ДК, азимутальной составляющей угла полной разориентации элементов структуры Да, средних размеров областей разориентации D, средней плотности изгибных экстинкционных контуров рс, средней ширины изгибного экстинкционного контура к, средних размеров d, плотности Я частиц карбида М23С6 (рис. 6).
О 20 40 60 80
Н, мкм
Рис. 6. Зависимость от расстояния до поверхности электронно-пучковой обработки скалярной плотности дислокаций (р) (а, кривая 1) и объема материала, занятого микродвойниками, Д V (а, кривая 2), азимутальной составляющей угла полной разориентации элементов структуры Да (б, кривая 1) и средних размеров областей разориентации D (б, кривая 2), средней плотности изгибных экстинкционных контуров рс (в, кривая 1) и средней ширины изгибного экстинкцион-ного контура к (в, кривая 2), средних размеров d (г, кривая 1) и плотности Я (г, кривая 2) частиц карбида М23С6 стали 08Х18Н10Т
Наряду с монотонным изменением большинства перечисленных выше характеристик структуры стали, выявляются параметры, изменяющиеся немонотонным образом: максимальные значения азимутальной составляющей угла полной разориентации элементов структуры Да (рис. 6, б, кривая 1) и средней плотности изгибных экстинкционных контуров рс (рис. 6, в, кривая 1) достигаются на расстоянии —10 мкм от лицевой поверхности образца.
Совокупность полученных в настоящей работе результатов и выявленных закономерностей позволяет высказать суждения о факторах, вызвавших усталостное разрушение исследуемой стали. В [31] было показано, что очаги вязкого разрушения образуются во фрагментированной структуре. Полагается [27], что по мере деформирования во фрагментированной структуре формируются локальные участки, не способные к дальнейшей эволюции (так называемая критическая структура).
Детальные кристаллографические исследования показали, что микротрещины раскрываются вдоль особых границ [27, 28]. Как правило, такими границами являются границы, имеющие мощный пластический поворот соседних кристаллических областей (более 15°-20°), т.е. в результате деформирования на таких участках образца формируется ротационная неустойчивость в виде дисклинационного сброса. Представленные выше данные позволяют заключить, что в результате усталостного нагружения стали 08Х18Н10Т, обработанной электронным пучком, в поверхностном слое образца толщиной —10 мкм формируются области материала с критической структурой, не способной к дальнейшей эволюции. Формирование такой структуры может приводить к зарождению и росту микротрещин и, следовательно, разрушению образца в целом. Вторым фактором, снижающим усталостную долговечность исследуемой стали, является формирование в поверхностном слое кристаллов е-мартенсита, вдоль границ раздела которых наблюдаются микротрещины.
4. Заключение
Многоцикловые усталостные испытания стали 08Х18Н10Т, подвергнутой предварительной электронно-пучковой обработке при плотности энергии пучка электронов 15 Дж/см2, сопровождаются формированием многослойной структуры. Граница раздела поверхностного и переходного слоев содержит микро-поры и микротрещины. В структуре лицевой поверхности образца выявлены кристаллы е-мартенсита, вдоль границ раздела которых наблюдаются микротрещины. В объеме переходного слоя выявлены области материала с критической структурой, не способной к дальнейшей эволюции в условиях пластической деформации. Формирование такой структуры, как правило, приводит к зарождению и росту микротрещин и, следовательно, может являться одной из причин разрушения образца в целом. Сопоставление структурно-фазового состояния разрушенных образцов стали в исходном состоянии и стали, обработанной высокоинтенсивным электронным пучком субмиллисекундной длительности воздействия, показало, что одной из причин увеличения в —1.5 раза усталостной долговечности модифицированной электронным пучком стали 08Х18Н10Т является растворение частиц карбидной фазы в поверхностном
слое, инициированное электронно-пучковой обработкой.
Работа выполнена при частичной финансовой поддержке ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России на 2009-2013 гг.» (гос. контракт № 02.740.11.0538), РФФИ (гранты №№ 08-08-92207 и 09-02-90456) и гранта Президиума РАН №2 27.4. Авторы выражают благодарность Ю.А. Колубаевой и А.Д. Тере-сову за помощь в проведении экспериментов и обсуждение результатов работы.
Литература
1. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Ангелова Г.В., Сапожников С.В. Влияние сдвиговой устойчивости кристаллической структуры поликристаллов на механизм их усталостного разрушения на мезо-масштабном уровне // Физ. мезомех. - 1998. - Т. 1. - №2 2. - С. 4550.
2. Соснин О.В. Эволюция структурно-фазовых состояний аустенит-ных сталей при усталости. - Новосибирск: Наука, 2002. - 211 с.
3. Конева Н.А., Громов В.Е., Соснин О.В. и др. Эволюция дислокационных субструктур при усталости. - Новокузнецк: СибГИУ, 2002. - 80 с.
4. Gromova A.V., Ivanov Yu.F., Vorobyov S.V et al. Ways of the dislocation substructure evolution in austenite steel under low and multicycle fatigue // Procedia Engineering. - 2010. - V. 2. - No. 1. - P. 83-90.
5. Иванова В.С., Шанявский А.А. Количественная фрактография. Усталостное разрушение. - Челябинск: Металлургия, 1988. -400 с.
6. Коцаньда С. Усталостное растрескивание металлов. - М.: Металлургия, 1990. - 622 с.
7. Qian J., Fatemi A. Cyclic deformation and fatigue behavior of ion-nitrided steel // Int. J. Fatigue. - 1995. - V. 17. - No. 17. - Р. 15-24.
8. Wang Hong W., Yang D.Z., Shi W.D. et al. High cycle fatigue lift improvement of polycrystalline alpha-iron modified by silver, chromium, aluminum and yttrium ion implantation // Scripta Metall. Mater. -1995. - V. 32. - No. 12. - Р. 2001-2007.
9. Панин В.Е., Сапожников С.В., Каблов Е.Н., Плешанов В.С., Кли-менов В.А., Иванов Ю.Ф., Почивалов Ю.И., Кибиткин В.В., На-прюшкин А.А., Нехорошков О.Н., Лукин В.И. Влияние ультразвуковой ударной обработки на структуру и сопротивление усталости сварных соединений высокопрочной стали ВКС-12 // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - № 2. - С. 85-96.
10. Konovalov S.V, Atroshkina A.A., Ivanov Yu.F. et al. Evolution of dislocation substructures in fatigue loaded and failed stainless steel with the intermediate electropulsing treatment // Mater. Sci. Eng. A. -2010. - V. 527. - No. 12. - P. 3040-3043.
11. Sosnin O.V, Gromova A.V, Suchkova E.Yu. et al. The structural-phase state changes under the pulse current influence on the fatigue loaded steel // Int. J. Fatigue. - 2005. - V. 27. - No. 10-12. - P. 12211226.
12. Иванов Ю.Ф., Коваленко В.В., Ивахин М.П., Громов В.Е., Козлов Э.В. Структурно-фазовый градиент, индуцированный усталостными испытаниями в условиях промежуточного электростимулирования // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - № 3. - С. 29-34.
13. Иванов Ю.Ф., Лычагин Д.В., Громов В.Е., Целлермаер В.В., Соснин О.В., Коваленко В.В., Коновалов С.В. Мезоскопическая субструктура и электроимпульсное подавление усталостного разрушения // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 1. - С. 103-108.
14. Ivanov Yu.F, Konovalov S.V, Gromov VE. Electron-beam modification of the pearlite steel // Arab. J. Sc. Eng. A. - 2009. - V. 34. -No. 2. - P. 233-243.
15. Rotshtein V, Ivanov Yu., Markov A. Surface Treatment of Materials with Low-energy, High-current Electron Beams // Materials Surface Processing by Directed Energy Techniques / Ed. by Y Pauleua. -Oxford: Elsevier, 2006. - P. 205-240.
16. Лотков А.И., Псахье С.Г., Князева А.Г. и др. Наноинженерия поверхности. Формирование неравновесных состояний в поверхностных слоях материалов методами электронно-ионно-плазменных технологий / Под ред. Н.З. Ляхова, С.Г. Псахье. - Новосибирск: Изд-во СО РАН, 2008. - 276 с.
17. Марочник сталей и сплавов / Под ред. В.Г. Сорокина. - М.: Машиностроение, 1989. - 640 с.
18. Соснин О.В., ГромовВ.Е., Козлов Э.В. и др. Электростимулирован-ная малоцикловая усталость. - М.: Недра ком. Лтд, 2000. - 208 с.
19. Devyatkov VN., Koval N.N., Schanin P.M. et al. Generation and рropagation of high-current low-energy electron beams // Laser Part. Beams. - 2003. - V. 21. - No. 2. - P. 243-248.
20. Коваль H.H., Иванов Ю.Ф. Наноструктурирование поверхности металлокерамических и керамических материалов при импульсной электронно-пучковой обработке // Изв. вузов. Физика. -2008. - Т. 51. -№ 5. - С. 60-70.
21. ЧернявскийК.С. Стереология в металловедении. - М.: Металлургия, 1977. - 208 с.
22. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. - М.: Металлургия, 1973. - 584 с.
23. Эндрюс К., Дайсон Д., Киоун С. Электронограммы и их интерпретация. - М.: Мир, 1971. - 256 с.
24. Горбунов С.В., Иванов Ю.Ф., Воробьев С.В. и др. Влияние электронно-пучковой обработки на структурно-фазовое состояние аус-
тенитной стали 08Х18Н10Т / Изв. вузов. Черная металлургия. - 2011. - № 2. - С. 47-49.
25. Bоробьев C.B., Горбунов C.B., Иванов Ю.Ф. и др. Влияние режимов электронно-пучковой обработки на формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры поверхности нержавеющей стали // Прочность и пластичность материалов при внешних энергетических воздействиях / Под ред. В.Е. Громова. - Новокузнецк: Интер^збасс, 2010. - С. 256-266.
26. Терентьев B.Ф. Усталость металлических материалов. - М.: Наука, 2002. - 248 с.
27. Рыбин B.B. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.
28. Рыгбин B.B., Bергазов А.Н., Лихачев B.A. Вязкое разрушение молибдена как следствие фрагментации структуры // ФММ. -1974. - Т. 37. - № 3. - С. 620-624.
29. Любов Б.Я. Кинетическая теория фазовых превращений. - М.: Металлургия, 1968. - 263 с.
30. Устиновщиков Ю.И. Вторичное твердение конструкционных легированных сталей. - М.: Металлургия, 1982. - 128 с.
31. ТерентьевB.Ф. Модель физического предела усталости металлов и сплавов // Доклады АН СССР. - 1969. - Т. 185. - № 2. - С. 324326.
Поступила в редакцию 14.10.2010 г., после переработки 28.01.2011 г.
Сведения об авторах
Иванов Юрий Федорович, д.ф.-м.н., проф., снс ИСЭ СО РАН, yufi@mail2000.ru Горбунов Сергей Викторович, асп. СибГИУ, gromov@physics.sibsiu.ru Воробьев Сергей Владимирович, к.т.н., доц. СибГИУ, gromov@physics.sibsiu.ru Коваль Николай Николаевич, д.т.н., проф., зам. дир. ИСЭ СО РАН, koval@hcei.tsc.ru Коновалов Сергей Валерьевич, к.т.н., доц., доц. СибГИУ, konovalov@physics.sibsiu.ru Громов Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., проф., зав. каф. СибГИУ, gromov@physics.sibsiu.ru
