CC BY
43
УДК 620.186
Управление структурой и износостойкостью электроннолучевого покрытия из углеродоазотистой аустенитной стали
В.Е. Панин, Н.А. Наркевич, В.Г. Дураков, И. А. Шулепов
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия
Исследовано покрытие, полученное электронно-лучевой наплавкой, легированной азотом аустенитной стали (24.4Cr, 16.4Mn, 0.18Ni, 1.1Si, 0.57С, 0.7N, ост. Fe (вес. %)). Электронно-лучевую наплавку выполняли непрерывным низкоэнергетическим (27 кэВ), низкоточным (0.02-0.04 A) сфокусированным электронным лучом с использованием электронно-лучевой установки при остаточном давлении 0.1 Па. В статье исследованы микроструктура, фазовый состав, химический состав покрытия OM/AES/XRD/SEM/EDS методами. Покрытие не имеет пор, обладает высоким деформационным упрочнением и износостойкостью. Принципиально важную роль в управлении структурой и износостойкостью наносимого покрытия играет создание в стали карбонитридов М7(С, N)3, которые способны различать зоны кривизны кристаллической решетки и стабильную трансляционно-инвариант-ную решетку. Фрикционные нагрузки в процессе изнашивания инициируют у ^ а'-превращение. С увеличением фрикционной нагрузки коэффициент трения уменьшается.
Ключевые слова: электронно-лучевая наплавка, покрытие, аустенит, карбонитриды, двойникование, мартен-ситное превращение, износостойкость
DOI 10.24411/1683-805X-2020-12002
Control over the structure and wear resistance of an electron beam overlay coating of carbon-nitrogen austenitic steel
V.E. Panin, N.A. Narkevich, V.G. Durakov, and I.A. Shulepov
Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia
The study investigates an electron beam overlay coating of nitrogen alloyed austenitic steel (24.4Cr, 16.4Mn, 0.18Ni, 1.1Si, 0.57С, 0.7N, the rest is Fe (wt. %)). Electron beam overlay welding was performed by a continuous low-energy (27 keV) and low-current (0.02-0.04 A) focused electron beam on an electron-beam system at a residual pressure of 0.1 Pa. The microstructure, phase composition, and chemical composition of the coating were examined by OM/AES/ XRD/SEM/EDS methods. The coating has no pores, has high strain hardening and wear resistance. The formation of М7(С, N)3 carbonitrides in the steel plays a crucial role in controlling the structure and wear resistance of the applied coating, because the carbonitrides are able to distinguish between the lattice curvature zones and the stable translationally invariant lattice. Friction loads during wear trigger a у ^ a' transformation. With increasing frictional load, the coefficient of friction decreases.
Keywords: electron beam overlay welding, coating, austenite, carbonitrides, twinning, martensitic transformation, wear resistance
1. Введение
Для наплавки износостойких покрытий в промышленности широко применяются сплавы, обеспечивающие высокую твердость 60-65 ИЯС. Высокую твердость придает мартенситная матрица, упрочненная карбидами [1, 2]. Недостатком этих сплавов является склонность к образованию тре-
© Панин В.Е., Наркевич Н.А., Дураков В.Г., Шулепов И.А., 2020
щин. Покрытия, наплавленные высокоуглеродистыми сплавами с аустенитной матрицей, не имеют этого недостатка, их износостойкость выше, чем у покрытий с мартенситной матрицей [3]. При на-гружении, в том числе фрикционном, аустенит (у) превращается в мартенсит деформации (а') [4], и это предотвращает образование трещин и частиц износа при изнашивании. Наряду с N1, Мп и С,
сильным аустенитообразующим элементом является азот. Азотистый аустенит обладает высокой прочностью [5-7], коррозионной стойкостью [810], износостойкостью [11-14], рядом других полезных свойств. По этой причине разрабатываются способы нанесения покрытий с аустенитной матрицей, легированной азотом. Известны следующие способы формирования азотсодержащих покрытий: процесс высокоскоростного кислородно-топливного напыления и процесс плазменного напыления в атмосфере [15], реактивное магнетронное напыление [16, 17], плазменное напыление [18], электродуговая наплавка [19], электронно-лучевая наплавка [20]. Наряду с полезными качествами, покрытия обладают невысокой адгезионной прочностью [16-18], содержат поры [19].
В наших работах [20-22] покрытие было нанесено электронно-лучевой наплавкой. Преимуществом этого метода является отсутствие нанопорис-тости покрытия. Ударное нагружение электронным пучком при расплавлении поверхностного слоя откликается границами зерен кривизной кристаллической решетки в приграничных зонах. В них возникают межузельные мезоскопические структурные состояния, имеющие очень высокую подвижность. Азот взаимодействует с межузельными ме-зоскопическими структурными состояниями и увлекает за собой карбиды. Однородность распределения фаз в покрытии возрастает. Другой положительный результат, полученный в работе [23], состоит в том, что в зонах кривизны решетки карбо-нитриды распространяются сверхпластически по межузельным мезоскопическим структурным состояниям. Поэтому в настоящей работе была поставлена задача: покрытие создавать электроннолучевой наплавкой, а в приграничных зонах выделять карбонитриды Мех(С, К),. Такой подход будет способствовать формированию беспористых покрытий с высокой трещиностойкостью и износостойкостью.
2. Материалы и методы исследований
Объектом исследования является получение и исследование структуры и износостойкости покрытия с высоким содержанием азота и углерода, полученного электронно-лучевой наплавкой стального порошка.
Порошок легированной аустенитной стали был изготовлен компанией «Полема» с использованием распыления газом. Порошок, использованный при электронно-лучевой наплавке, был размером не более 350 мкм. Химический состав порошка: 24.40Сг,
16.40Mn, 0.1 SNi, 1.1Si, 0.57С, 0.70N, ост. Fe (вес.%). Покрытие формировали с использованием электронно-лучевой установки, разработанной в ИФПМ СО РАН [21]. Электронно-лучевую наплавку [22] проводили при остаточном давлении P = 0.1 Па непрерывным сфокусированным электронным лучом, развернутым в линию размерами 0.5 ><20 мм. Параметры электронно-лучевой наплавки были следующие: ток луча изменяли в пределах I = 0.02-0.04 А, мaксимальная энергия электронов U = 27 кэВ, скорость подачи порошка аустенитной стали V = 0.7 г/с, скорость перемещения подложки относительно электронного луча V = 3 мм/с. Покрытие шириной 20 мм и толщиной 3 мм наплавляли слой за слоем на подложку из углеродистой стали, увеличивая его толщину каждый раз на 0.5 мм. После наплавки покрытие охлаждали в вакуумной камере.
Металлографические исследования были выполнены с использованием оптического микроскопа Axiovert-25CA (Zeiss, Германия). Перед оптической металлографией поверхность покрытия механически полировали до зеркального блеска в шлифовально/полировальной системе Saphir 550 (ATMGMBH, Германия), используя алмазные пасты (3-0.3 мкм). Структуру выявляли травлением в смеси HNO3 + HCl (отношение объемов 1: 3). Соотношение разных структурных составляющих в оптической микроструктуре определяли методом секущих плоскостей (Rosival метод) как среднее арифметическое из 20 измерений [24]. Измерение микротвердости разных фаз и поверхности дорожки трения проводили с использованием прибора NANO Hardness Tester NHT-S-AX-000X (CSEM, Швейцария) с нагрузкой 10 мН.
Химический состав покрытия определяли методом оже-электронной спектроскопии (AES система Шхуна-2, Россия), с использованием основного электронного пучка 3 кэВ и пучка ионов аргона 3 кэВ диаметром 1 мм. Элементный состав определяли как среднее арифметическое из 10 спектров. Химический состав разных структурных составляющих определяли методом энергодисперсионного анализа (EDS) с использованием системы Quanta 200 3D (FEI Company, США). Это же оборудование использовали при исследовании морфологии поверхности трения (SEM изображения).
Структурно-фазовый анализ, деформацию кристаллической решетки исследовали методом рентгеновской дифракции с использованием дифрак-тометра DRON-4M в СоКа-излучении и программы PDWin («Буревестник», Россия). Структурно-фазовый анализ выполнялся в симметричной по
Брэггу-Брентано геометрии. Деформации ГЦК-ре-шетки Еш определяли из анализа интегральной ширины дифракционных максимумов покрытия после электронно-лучевой наплавки FWHM^h и фрагмента покрытия после закалки FWHM0«. Объемная доля а'-мартенсита была получена вычислением по соотношению согласно [25].
Трибологические свойства покрытия определяли при испытаниях на износ по схеме шарик-диск на трибометре ТНТ^-АХ0000 (CSEM, Швейцария) при комнатной температуре. Для сравнения исследовали износостойкость высокомарганцевой аустенитной стали Гадфильда 13.0Мп-1.2С-ост. Fe (вес. %). Шарик из твердого сплава 94W-6Co (вес. %) диаметром 3 мм использовали против диска (исследуемого материала). Испытания на износ проводились под нагрузкой 1, 2, 3, 5, 6, 7, 10 Н в условиях сухого трения скольжения шарика co скоростью 30 мм/с по окружности диаметром 4 мм и количестве оборотов, равном 6000. Во время испытаний непрерывно измеряли коэффициент трения и записывали на специальный компьютер для сбора данных. Износостойкость определяли как среднее арифметическое из пяти измерений площади поперечного сечения дорожки трения с использованием лазерного профилометра Micro Measure 3D Station (STIL, Франция).
3. Результаты исследования
Результаты исследования химического состава покрытия (табл. 1) показывают, что после электронно-лучевой наплавки содержание легирующих элементов уменьшилось незначительно, что свидетельствует о том, что фазовые составы наплавочного порошка и покрытия должны быть идентичными.
На рис. 1 показано металлографическое изображение структуры поверхностного слоя покрытия и слоя, примыкающего к подложке.
В аустенитных зернах в обоих случаях видны двойники деформации в виде тонких пересекающихся линий, имеющих преимущественную ориентацию. Двойникование идет в аустените как механизм релаксации остаточных макронапряжений, формирующихся из-за температурных градиентов
Таблица 1. Химический состав Fe-Cr-Mn-C-N покрытия (вес. %), ост. Fe
Cr Mn C N Si
AES 22.0 15.8 0.5 0.6 1.0
EDS 21.2 12.3 0.4 0.5 1.3
в системе подложка/покрытие в процессе охлаждения после наплавки. Структура покрытия однородна по толщине покрытия до 2.5 мм от поверхности, но в слое, примыкающем к подложке, аусте-нитные зерна существенно крупнее, чем в поверхностном слое, содержат меньше приграничных выделений. В объеме покрытия аустенитные зерна окружены более темными областями (рис. 1, а). В них присутствуют дисперсные частицы, которые не определяются дифрактометрическими исследованиями из-за малой объемной доли. Объемная доля приграничных областей, содержащих дисперсные фазы, не превышает 10 %. Поры и трещины в покрытии мы не наблюдали.
Сравнение дифракционных профилей порошка и Бе-Сг-Мп-С-К покрытия, полученного электронно-лучевой наплавкой (рис. 2), показывает, что основной фазой в обоих случаях является ау-стенит.
Рис. 1. Структура покрытия, полученного электроннолучевой наплавкой порошка Бе-Сг-Мп-С-К стали: поверхностный слой (а); слой покрытия, примыкающий к подложке (б)
Рис. 2. Дифрактограммы порошка и Бе-Сг-Мп-С^ покрытия, полученного электронно-лучевой наплавкой
Параметр решетки аустенита в покрытии а = 0.3618 ± 1.1 • 10-4 нм, а в порошке а = 0.3623 ± 4.0 х 10-4 нм. Кроме того, видно, что семейство плоскостей (200) в слое покрытия, прилежащем к подложке, имеет максимальную интегральную интенсивность, что соответствует текстуре кристаллизации {100} <001 >. Направление <001) совпадает с нормалью к поверхности покрытия и с направлением его кристаллизации. В поверхностном слое текстура отсутствует. Величина упругих микродеформаций ГЦК-решетки в поверхностном слое 8ш = 3.1 х 10-4, а в слое покрытия, примыкающем к подложке, 8 = 9.8 • 10-4. Деформации решетки в слое покрытия, примыкающем к подложке, с текстурой {100}<001) больше, чем в поверхностном слое, благодаря тому что величина модуля Юнга Е200 меньше других Еш [26].
При большом увеличении на 8БМ изображении структуры покрытия в области, разделяющей два аустенитных зерна, видно, что эта область имеет сложную структуру и состоит из крупных частиц неправильной формы и пластинчатых частиц (рис. 3, а).
Согласно спектру 1 (рис. 3, б), химический состав крупных частиц (Бе, Сг, Мп)71(С, ^29, близок карбиду Ме7(С, в котором часть атомов углерода замещена азотом. Локально определить состав пластинчатых частиц метод не позволяет, однако в области аустенита, не содержащего частиц, и в области с пластинчатыми выделениями химический состав идентичен и соответствует спектру 2, приведенному на рис. 3, в. Выделение частиц карбонитридов происходит на границах зерен. Микротвердость карбонитридов 1250 НУ. В аусте-ните, окружающем карбонитриды, видны деформационные двойники.
Рис. 3. SEM изображение структуры Fe-Cr-Mn-C-N покрытия (а) и EDS спектры, соответствующие точкам 1 (б) и 2 (в)
Двойники являются следами пластической деформации и свидетельствуют о высоких локальных напряжениях в аустените многослойного покрытия, возникающих при термоциклировании. Количество циклов нагрев/охлаждение зависит от количества слоев или от заданной толщины покрытия. В покрытии толщиной 3 мм доля аустенита, содержащего частицы карбонитридов, не превышает 10 %. Следует ожидать, что при меньшей толщине покрытия объемная доля аустенита, не содержащего вторичных фаз, увеличится.
Деформационные двойники, наблюдаемые в аустените (рис. 1, а, рис. 3, а) могут образовываться в сталях с ЭДУ > 20 мДж • м-2 [27-30]. На рис. 4 показано электронно-микроскопическое изображение
Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение структуры аустенитной матрицы Бе-Сг-Мп-С-К покрытия
аустенитной матрицы покрытия. Компонентами субструктуры являются тонкие пластины деформационных двойников, дефекты упаковки и скопления дислокаций. Оценка ЭДУ аустенита в исследуемом покрытии с использованием уравнения [29] 8ББ (мДж • м-2) = -5.97 + 39.94(С + К) + 3.81(С/Ы) (в мас. %) показывает 8ББ = 33-41 мДж • м-2. Доминирующая деформация двойникованием распространяется на содержание (С + К) примерно до 1 мас. % с величиной 8ББ до 40 мДж • м-2 [30].
Это справедливо в случае полного растворения карбидов и нитридов при высоких температурах и последующего быстрого охлаждения (охлаждения в воде), предотвращающего повторное дисперсионное твердение. Поскольку после электронно-лучевой наплавки в структуре присутствуют карбо-нитриды, обогащение аустенита (С + К) снижается. Следовательно, выделение карбидов и нитридов уменьшает ЭДУ аустенита и повышает способность аустенита к образованию а'-мартенсита.
Во время изнашивания аустенит с повышенным содержанием элементов внедрения (С + К) непрерывно упрочняется. Микротвердость поверхности трения увеличивается с ростом фрикционной нагрузки (940 НУ при нагрузке 2 Н и 1520 НУ при нагрузке 10 Н). Сглаженная поверхность дорожки трения (рис. 5, а) указывает на пластическую деформацию поверхностного слоя при сдвиге без образования трещин.
В рабочем поверхностном слое, деформированном фрикционным нагружением, определяется а'-
(Ш)у \б
/ 1(110)«' (200)у
50° 55° 60° 20
Рис. 5. SEM изображение поверхности дорожки трения на Fe-Cr-Mn-C-N покрытии, полученном электронно-лучевой наплавкой и испытанном под нагрузкой 10 Н при скорости скольжения V = 3 см • с-1 (а) и фрагмент дифрактограммы от поверхности трения (б)
мартенсит (рис. 5, б). Следовательно, фрикционные нагрузки приводят к формированию в покрытии сильнодеформированного упрочненного поверхностного слоя и инициируют у ^ а'-превра-щение. Объемная доля а'-мартенсита, образующегося во время деформации трением, составляет около 30 %. Превращение у ^ а' является не только механизмом упрочнения материала в зоне фрикционного контакта, но и механизмом релаксации напряжений, тормозящим образование частиц износа.
Таблица 2 показывает зависимость износостойкости и коэффициента трения от нормальной нагрузки покрытия и стали Гадфильда для сравнения.
При испытаниях с нагрузками <5 Н износостойкость покрытия равна износостойкости стали Гадфильда, имеющей, как и покрытие, аустенитную структуру, высокое деформационное упрочнение и износостойкость [31]. Микроструктура покрытия содержит карбонитриды. Следовательно, границы
Таблица 2. Износостойкость I и коэффициент трения к
Нагрузка Fe-Cr-Mn-C-N покрытие Сталь Гадфильда
P, N I, мкм2 • об. 1 к I, мкм2 • об. 1 к
2 0.10 0.68 0.10 0.43
3 0.30 0.70 0.15 0.45
5 0.27 0.63 0.20 0.44
6 0.50 0.4 0.80 0.45
7 0.50 0.4 1.35 0.48
10 0.85 0.4 2.10 0.50
раздела частица/матрица связаны с высокой концентрацией напряжений. В то же время наличие частиц в структуре покрытия приводит на начальной стадии к двойникованию на границах раздела частица/матрица во время фрикционного контакта, а затем к фазовому превращению у ^ а'. При увеличении фрикционной нагрузки более 5 Н роль у ^ а'-превращения возрастает и износостойкость покрытия оказывается в 1.5-2.0 раза выше, чем у стали Гадфильда, а коэффициент трения к снижается до 0.4.
4. Обсуждение результатов
В деформируемом твердом теле существуют два типа структурных состояний:
1) основные узлы решетки, на которых строятся основные фазы материала,
2) межузельные наномасштабные мезоскопиче-ские структурные состояния в зонах кривизны решетки [32], на которых могут строиться мартен-ситные фазы.
Примером таких фаз является бейнит в низкоуглеродистых и низколегированных сталях [3335]. Межузельные наномасштабные мезоскопиче-ские структурные состояния и связанные с ними мартенситные фазы ведут себя при пластической деформации принципиально по-иному. На рис. 6 показан пример поведения мартенситной фазы при ударном нагружении: она разлетается в разные стороны в соответствии с законом выполнения момента импульса, сохраняя свою сплошность [36].
Нормальные фазы при ударном нагружении так диспергироваться не могут. В основе такого диспергирования лежит специфика межузельных ме-зоскопических структурных состояний. Впервые такие структурные состояния обнаружили Y. Ma-tsukawa и S.J. Zinkle [37]. При исследовании деформации меди в колонне электронного микро-
Рис. 6. Диспергирование мартенситной фазы ударным
нагружением при Т = -70 °С
скопа они обнаружили нескольких сотен структурных элементов, которые умещались в объеме 3.5 нм3. Природа таких наночастиц в [37] не была вскрыта, но существование межузельных нано-структурных состояний в зонах кривизны решетки обсуждается в литературе уже давно.
При статическом нагружении такие мартенсит-ные фазы ведут себя сверхпластически. В сложном карбонитриде межузельные структурные состояния ГЦК у-фазы могут перестраиваться в ГПУ 8-мартенсит. Структура ГПУ 8-мартенсита может перестраиваться в ОЦК а'-мартенсит, а последняя может создавать прекурсор Р-фазы, в которой присутствуют элементы ковалентных связей в ^орби-талях. Карбонитрид представляет собой сложную комплексную структуру из узлов решетки карбида и межузельных структурных состояний нитрида. Это обеспечивает сверхпластическое поведение нитридной составляющей карбонитрида и активированную пластическую деформацию его карбидной составляющей.
В проблеме нанесения электронно-лучевых покрытий фактор образования карбонитридов играет принципиально важную роль. В поликристалле при электронно-лучевой наплавке в приграничных зонах зерен всегда возникают кривизна решетки и неоднородное выделение карбидов. В условиях наличия в стали карбонитридов нитридная составляющая будет заполнять приграничные зоны зерен, имеющие кривизну решетки. В итоге вытянутые вдоль границ зерен карбонитриды располагаются в приграничных зонах (рис. 3, а). Распределение зерен карбонитридов становится квазиоднородным, исчезают микропоры и трещины. Напряжения, вызванные карбидной составляющей карбонитридов, генерируют микродвойникование, которое заполняет приграничную зону. Другими
словами, в работе обнаружен высокоэффективный способ управления распределением карбидов в наплавляемом слое с помощью нитридной составляющей карбонитридов.
Очень важно, как идет процесс изнашивания нанесенных покрытий. Это исследование было проведено в сравнении с аустенитной сталью Гад-фильда при различных внешних нагрузках Р. Эксперимент показал, что при небольших нагрузках Р сталь Гадфильда и углеродоазотистое покрытие изнашиваются одинаково. Однако при больших нагрузках в стали Гадфильда резко возрастает изнашивание материала. В исследуемом покрытии активно развивается структурная трансформация, приводящая к превращению у ^ а'-мартенсит, который имеет ОЦК-конфигурацию. Другими словами, начинаются процессы, обратные созданию ау-стенита. Они упрочняют материал и задерживают его изнашивание. Уменьшение изнашивания происходит за счет замены в межатомной связи 8-р-электронов ^электронами. В аустените межатомная связь осуществляется 8-р-электронами, имеющими сферическую конфигурацию. Этот вклад в межатомную связь небольшой. Он возрастает при переходе к ^электронам, которые имеют пространственно ориентированные ковалентные ор-битали. Структурная трансформация у ^ а'-мартенсит увеличивает вклад в межатомную связь ё-электронов. Как следствие, изнашивание покрытия с аустенитной матрицей резко уменьшается. Увеличение фрикционной нагрузки, вызывая структурную трансформацию у ^ а'-мартенсит, обусловливает повышение износостойкости углеродо-азотистого покрытия в 1.5-2.0 раза по сравнению с износостойкостью стали Гадфильда.
5. Заключение
Многослойное покрытие, сформированное электронно-лучевой наплавкой Бе-Сг-Ып-С-К стали, не имеет пор. Фазовый состав покрытия однороден и состоит из аустенитной матрицы, карбонит-ридов Ы7(С, К)3 и Ые2(С, К). Под действием остаточных напряжений покрытие не разрушается. Наличие в структуре двойников свидетельствует о пластической деформации, инициированной остаточными напряжениями. Следовательно, двойнико-вание в покрытии представляет собой механизм деформации, взаимосвязанный с релаксацией остаточных напряжений и предотвращающий образование трещин после электронно-лучевой наплавки.
Аустенит характеризуется высоким деформационным упрочнением. Повышение нагрузки во
время трения способствует у ^ а'-трансформации, благодаря чему снижается коэффициент трения. Состав порошка для наплавки может быть модифицирован путем добавления тугоплавких карбидных соединений, например карбидов титана, карбидов ванадия. При использовании матрицы в виде азотсодержащего аустенита, упрочненного карбидами, мы прогнозируем образование коррозионно-стойкого композитного покрытия, стойкого к растрескиванию, с высоким деформационным упрочнением и повышенной износостойкостью.
Работа выполнена в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, проект III.23.1.1.
Литература
1. Scandella F., Scandella R. Development of hardfacing material in Fe-Cr-Nb-C system for use under highly abrasive conditions // Mater. Sci. Technol. - 2004. -V. 20. - P. 93-105. - doi 10.1179/026708304225 011234
2. Correa E.O., Alcántara N.G., Tecco D.G., Kumar R.V. The relationship between the microstructure and abrasive resistance of a hardfacing alloy in the Fe-Cr-C-Nb-V system // Metall. Mater. Trans. A. - 2007. -V. 38. - P. 1671-1680. - doi 10.1007/s 11661-0079220-8
3. Correa E.O., Alcántara N.G., Valeriano L.C., Barbe-do N.D., Chaves R.R. The effect of microstructure on abrasive wear of a Fe-Cr-C-Nb hardfacing alloy deposited by the open arc welding process // Surf. Coat. Technol. - 2015. - V. 276. - P. 479-484. - doi 10.1016/j.surfcoat.2015.06.026
4. FilippovM.A., Kulishenko B.A., Val'Kov E.V. Wear resistance of facing alloy with metastable austenite // Met. Sci. Heat Treat. - 2005. - V. 47. - P. 6-8. - doi 10.1007/s11041-005-0021-7
5. Byrnes M.L.G., Grujicic M., Owen W.S. Nitrogen strengthening of a stable austenitic stainless steel // Acta Met. - 1987. - V. 35. - P. 1853-1862. - doi 10.1016/0001-6160(87)90131-3
6. Lee T.-H., Oh C.-S., Kim S.-J. Effects of nitrogen on deformation-induced martensitic transformation in me-tastable austenitic Fe-18Cr-10Mn-N steels // Scripta Mater. - 2008. - V. 58. - P. 110-113. - doi 10.1016/j. scriptamat.2007.09.029
7. Güler S., Fischer A. Fatigue behavior of cold-worked high-iterstitial steels // Metals. - 2018. - V. 442. - doi 10.33 90/met8060442
8. Berns H., Gavriljuk V., Riedner S. High Interstitial Stainless Austenitic Steels. - Germany: Springer Sience & Business Media, 2012. - doi 10.1007/978-3-642-33701-7_6
9. Talha Mohd, Behera C. K., Sinha O. P. Promising in vitro performances of nickel-free nitrogen containing
stainless steels for orthopaedic applications // Bul. Mater. Sci. - 2014. - V. 37. - P. 1321-1330.
10. Berns H., Gavriljuk V., Riedner S., Tyshchenko A. High stainless austenitic FeCrMnCN steels-Part 1: Alloy design and properties // Steel Res. Int. - 2007. - V. 78. -P. 714-719. - doi 10.1002/srin.200706274
11. Petrov Yu. Surface structure of different interstitial austenitic steels after impact wear // Int. J. Mat. Res. -2012. - V. 103. - P. 551-553. - doi 10.3139/146. 110724
12. Berns H. Increasing the wear resistance of stainless steels // Mat. Werkstofftech. - 2007. - V. 38. - P. 464472. - doi 10.1002/mawe.200700154
13. Korshunov L.G., Tereshchenko N.A., Uvarov A.I., Ma-karov A.V., Chernenko N.L., Goikhenberg Yu.N. Wear resistance and surface structure of nitrogen-containing stainless austenitic steels upon friction and abrasive wear // Phys. Met. Metallogr. - 1997. - V. 84. -P. 554-561.
14. Korshunov L.G., Goikhenberg Yu.N., Chernenko N.L. Effect of silicon on the structure, tribological behavior and mechanical properties of nitrogen-containing chromium-manganese austenitic steels // Phys. Met. Metallogr. - 2003. - V. 96. - P. 535-544.
15. Zhao L., Maurer M., Lugscheider E. Thermal spraying of a nitrogen alloyed austenitic steel // Thin Solid Films - 2003. - V. 424. - P. 213-218. - doi 10.1016/ S0040-6090(02)01047-7
16. Saker S., Leroy Ch., Michel H., Frantz C. Properties of sputtered stainless steel-nitrogen coatings and structural analogy with low temperature plasma nitrided layers of austenitic steels // Mater. Sci. Eng. A. - 1991. -V. 140. - P. 702-708. - doi 10.1016/0921-5093(91) 90500-M
17. BourjotA., FoosM., Frantz C. Basic properties of sputtered 310 stainless steel-nitrogen coatings // Surf. Coat. Technol. - 1990. - V. 43-44. - P. 533-542. - doi 10. 1016/0257-8972(90)90104-K
18. Kolpakov A.S., Kardonina N.I. Experience of high-nitrogenous steel powder application in repairs and surface hardening of responsible parts for power equipment by plasma spraying // Therm. Eng. - 2016. -V. 63. - P. 150-155. - doi 10.1134/S004060151601 0067
19. Kalianov V.N. Surfacing with nitrogen alloys // Paton Weld. J. - 2002. - V. 10. - P. 46-48.
20. Narkevich N.A., Ivanova E.A., Panin V.E. Nitrogen-Doped Chromium-Manganese Cast Iron Used to Obtain Wear-Resistant Coatings by Electron-Beam Deposition // Proc. Int. Conf. on High Nitrogen Steels. - Beijing: Metallurgical Industry Press, 2006. - P. 462-468.
21 Panin V.E., Beljuk S.I., Durakov V.G., Pribytkov G.A., Rempe N.G. Electron beam vacuum surfacing: Equipment, technology and properties of coatings // Weld. Int. - 2000. - V. 14. - P. 580-584. - doi 10.1080/0950 7110009549234
22. Pat. of the Russian Federation No RU 2156321 C2. Process of Electron Beam Hard-Facing / S.I. Beljuk, V.G. Durakov. - Appl. 23.12.97, publ. 20.09.2000.
23. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Кузнецов П.В., Гальчен-ко Н.К., Шугуров А.Р., Власов И.В., Дерюгин Е.Е. Структурная турбулентность пластического течения и вязкого разрушения низколегированной стали в условиях кривизны кристаллической решетки // Физ. мезомех. - 2019. - Т. 22. - № 4. - С. 16-28. -doi 10.24411/1683-805X-2019-14002
24. Tushinsky LI., Kovensky I., Plokhov A., Sindeyev V., Reshedko P. Coated Metal: Structure and Properties of Metal-Coating Compositions. - Berlin: Springer Sience & Business Media, 2013. - https://books.google.ru/ books?id=v7LrCAAAQBAJ&dq=rosival+method&hl= ru&sitesec=reviews
25. De A.K., MurdockD.C., MatayaM.C., Speer J.G., Matlock D.K. Quantitative measurement of deformation-induced martensite in 304 stainless steel by X-ray diffraction // Scripta Mater. - 2004. - V. 50. - P. 14451449. - doi 10.1016/j.scriptamat.2004.03.011
26 Ojima M., Adachi Y., Tomota Y., Ikeda K., Kamiya-ma T., Katada Y. Work hardening mechanism in high nitrogen austenitic steel studied by in situ neutron diffraction and in situ electron backscattering diffraction // Mater. Sci. Eng. A. - 2009. - V. 527. - P. 16-24. - doi 10.1016/j.msea.2009.07.066
27. Lee T.-H., Oh C.-S., Kim S.-J., Takaki S. Deformation twinning in high nitrogen austenitic stainless steel // Acta Mater. - 2007. - V. 55. - P. 3649-3662. - doi 10.1016/j.actamat.2007.02.023
28. Lee T.-H., Ha H.-Y., Hwang B., Kim S.-J., Shin E., LeeJ.W. Scale-bridging analysis on deformation behavior of high-nitrogen austenitic steels // Microsc. Microanal. - 2013. - V. 19(S5). - P. 77-82. - doi 10.1017/ S1431927613012385
29. Lee T.-H., Ha H.-Y., Hwang B., Kim S.-J., Shin E. Effect of carbon fraction on stacking fault energy of aus-tenitic stainless steels // Metall. Mater. Trans. A. -2012. - V. 43. - P. 4455-4459. - doi 10.1007/s11661-012-1423-y
30. Lee T.-H., Shin E., Oh S.-C., Ha H.-Y., Kim S.-J. Correlation between stacking fault energy and deformation microstructure in high-interstitial-alloyed austenitic steels // Acta Mater. - 2010. - V. 58. - P. 3173-3186. -doi 10.1016/j.actamat.2010.01.056
31. Efstathiou C., Sehitoglu H. Strain hardening and heterogeneous deformation during twinning in Hadfield steel // Acta Mater. - 2010. - V. 58. - P. 1479-1488. -doi 10.1016/j.actamat.2009.10.054
32. Panin V.E., Panin A.V., Perevalova O.B., Shugu-rovA.R. Mesoscopic structural states at the nanoscale in surface layers of titanium and its alloy Ti-6Al-4V in ultrasonic and electron beam treatment // Phys. Me-somech. - 2019. - V. 22. - No. 5. - P. 345-354. - doi 10.1134/S1029959919050011
33. Bhadeshia H.K.D.H. Bainite in Steels. - Cambridge, UK: The University Press, 2001.
34. Wang J.J., Fang H.S., Yang Z.G., Zheng Y.K. Fine structure and formation mechanism of bainite in steels // ISIJ Int. - 1995. - V. 35. - No. 8. - P. 992-1000. -doi 10.2355/isij international.35.992
35. Fang H.S., Yang J.B., Yang Z.G., Bai B.Z. The mechanism of bainite transformation in steels // Scripta Mater. - 2002. - V. 47. - P. 157-162. - doi 10.1016/ S1359-6462(02)00122-7
36. Панин В.Е., Шулепов И.А., Деревягина Л.С., Панин С.В., Гордиенко А.И., Власов И.В. Создание на-номасштабных мезоскопических структурных со-
стояний для образования мартенситных фаз в низколегированной стали с целью получения высокой низкотемпературной ударной вязкости // Физ. мезо-мех. - 2019. - Т. 22. - № 6. - С. 5-13. - doi 10.24411/ 1683-805X-2019-16001 37. Matsukawa Y., Zinkle S.J. One-dimensional fast migration of vacancy clusters in metals // Science. - 2007. -V. 318. - P. 959-962.
Поступила в редакцию 27.03.2020 г., после доработки 27.03.2020 г., принята к публикации 06.04.2020 г.
Сведения об авторах
Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., ак. РАН, зав. лаб. ИФПМ СО РАН, paninve@ispms.ru Наркевич Наталья Аркадьевна, к.т.н., снс ИФПМ СО РАН, natnark@list.ru Дураков Василий Григорьевич, к.т.н., снс ИФПМ СО РАН, electron@ispms.ru Шулепов Иван Анисимович, к.ф.-м.н., вед. инж. ИФПМ СО РАН, shulepovia@tpu.ru
