Механизм упрочнения низкоуглеродистых и низколегированных сталей с одновременным возрастанием пластичности и вязкости разрушения

УДК 621.789:620.18

Механизм упрочнения низкоуглеродистых и низколегированных сталей с одновременным возрастанием пластичности и вязкости разрушения

П.В. Кузнецов1,2, В.Е. Панин1,2,3, Н.К. Гальченко1

1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия

2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия

3 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия

Исследованы закономерности зарождения и роста бейнита в низкоуглеродистой и низколегированной стали 09Г2С под влиянием наночастиц карбонитридов титана при измерении ударной вязкости. Наночастицы наносятся на поверхность образцов и проникают в материал в ходе измерения ударной вязкости. Наночастицы задерживают образование большеугловых границ, сегрегируют на малоугловых границах и при измерении ударной вязкости генерируют кривизну решетки с образованием в междоузлиях кривизны решетки новой фазы бейнита. Образование бейнита происходит по симпатическому закону зарождением островков новой фазы, их роста с образованием пакета пластин типа sub-sub-subunits, способных неограниченно утоняться по мере увеличения степени деформации. Пластины бейнита могут произвольно испытывать ротационные моды в соответствии с напряженно-деформированным состоянием, проявляя высокие эффекты релаксации. Это обеспечивает высокую ударную вязкость стали при низких температурах при возрастании ее упрочнения.

Ключевые слова: низкоуглеродистая и низколегированная сталь, высокая ударная вязкость, кривизна решетки, бейнит, ротационная активность

DOI 10.24411/1683-805X-2019-15003

Hardening mechanism of low-carbon and low-alloy steels with a simultaneous increase in ductility and fracture toughness

P.V. Kuznetsov12, V.E. Panin12 3, and N.K. Galchenko1

1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia 3 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia

The study explores the formation and growth of bainite in low-carbon and low-alloy steel 09G2S induced by titanium carbonitride nanoparticles, which are deposited on the surface of specimens and penetrate into the bulk during impact toughness measurements. The nanoparticles delay the formation of high-angle boundaries, segregate at low-angle boundaries, and cause lattice curvature with the formation of a new bainite phase in the lattice interstices. Bainite is formed sympathetically through the nucleation of islands of the new phase and their growth with the formation of plates composed of sub-sub-subunits, which are capable of unlimited thinning with increasing strain. Bainite plates can randomly rotate depending on the stress-strain state and show high relaxation effects. As a result, the steel has high impact strength at low temperatures with increasing hardening.

Keywords: low-carbon and low-alloy steel, high impact strength, lattice curvature, bainite, rotational activity

1. Введение

Хорошо известно, что упрочнение конструкционных материалов сопровождается снижением их пластичности. В последние десятилетия разработаны технологии обработки низкоуглеродистых и низколегиро-

ванных сталей [1-7], при которых одновременно возрастают как прочность, так и пластичность материала. Более того, данный эффект наблюдается вплоть до температуры Т = -70 °С [3].

© Кузнецов П.В., Панин В.Е., Гальченко Н.К., 2019

В работах [3, 8-11] развивается концепция, что эффект одновременного возрастания прочности и пластичности материала связан с созданием определенной кривизны кристаллической решетки. В этих условиях электронная подсистема инициирует возникновение в междоузлиях кривизны решетки наномасштабных ме-зоскопических структурных состояний. В деформируемом материале возникает дополнительная степень свободы и появляется возможность образования неравновесных мартенситных структур, которые характеризуются высокой релаксационной способностью. Если в таких неравновесных мартенситных структурах возрастают силы связи, то можно увеличивать прочность материала с одновременным возрастанием его пластичности за счет возможности структурных трансформаций в неравновесных мартенситных структурах.

В низколегированных сталях перлитного класса упрочнение связано с образованием пластин цементита Fe3C в перлитной системе. При температурах ниже -30 °С ударная вязкость таких сталей резко снижается (рис. 1, кривая 1). Если поперечно-винтовой прокаткой при Т = 850 °С создавать в стали 10Г2ФБЮ кривизну кристаллической решетки, равную нескольким градусам на микрометр, то высокая ударная вязкость стали сохраняется до температуры Т = -70 °С (рис. 1, кривая 2) [3]. Содержание перлита в такой стали резко снижается, но определяющую роль в механическом поведении стали играет первичный бейнит.

В настоящей работе исследуются с помощью сканирующей туннельной микроскопии морфология и структура бейнита в стали 09Г2С, с которым в работах [3, 9] связывается одновременное возрастание прочности, пластичности и ударной вязкости материала. Контролируемое изменение кривизны кристаллической решетки при измерении ударной вязкости образцов стали осуществляется введением в них наночастиц карбонитри-дов титана. Согласно [12-14], наночастицы TiCN имеют

Ксу, Дж/см2

250'

200

150

100-

50-

0

А Т2

А Тх

1__^

-80 -60 -40 -20

0

Т,° С

Рис. 1. Температурная зависимость ударной вязкости стали 10Г2ФБЮ: состояние поставки (1) и после поперечно-винтовой прокатки (2); АТ — рабочий температурный интервал

кубическую кристаллическую решетку (в отличие от карбидов, структура которых сферически симметрична), сегрегируют на малоугловых границах [6, 7] и при измерении ударной вязкости создают в образцах контролируемую кривизну решетки с образованием неравновесного бейнита. Специфика пластической деформации бейнита отмечалась в [15], но объяснения не получила. Такая задача поставлена в настоящей работе.

2. Материалы и методы исследования

Среди конструкционных материалов большой интерес представляют низкоуглеродистые стали классов прочности Х70 и Х80, имеющие ферритно-перлитную структуру и очень высокую пластичность. Подробное исследование механизмов их ударной вязкости проведено в [3, 9]. В настоящей работе в качестве основы выбрана сталь 09Г2С, механизм ударной вязкости которой исследован в [3, 9]. Образцы имели размеры 35 х 8x1.6 мм и надрез У-образной формы. Наночастицы карбонитридов титана, полученные методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза, добавляли в электродные покрытия из шихты МР-3 (ГОСТ 9466-75) из расчета получения 0.15 мас. % ТЮ0^05. Величина тока наплавки составляла 200-220 А. Сварочные электроды в виде стержней диаметром 4 мм были изготовлены из стали СВ-08 по Г0СТ-2246-60. Толщина наплавленного слоя на образцы составляла 3 мм, глубина У-образного надреза — 2 мм. Толщина модифицированного поверхностного слоя в вершине У-образного надреза составляла 1 мм.

Наночастицы карбонитридов титана размером -500 нм имеют хорошо выраженные ионные и кова-лентные межатомные связи и образуют кубическую кристаллическую решетку [12]. Их сегрегация в планар-ной подсистеме материала позволяет не только изменять его структуру, но и формировать в приграничных зонах зерен поликристаллов кривизну решетки и новые межузельные структурные состояния. Обратимая упру-гопластическая дисторсия атомов карбонитридов в межузельные структурные состояния обусловливает возникновение эффекта демпфирования в поверхностных слоях и границах зерен поликристаллов, который ранее не был описан в литературе. Широкая область гомогенности нитрида титана (за счет образования фаз вычитания) и меньшая прочность связи атомов (по сравнению с ТьС) [13] обусловливают возможность значительного изменения геометрии наночастиц карбонитридов при обратимой упругопластической дистор-сии их атомов. Это дает возможность сильного влияния наночастиц карбонитридов титана на механическое поведение конструкционных материалов. Данные вопросы недостаточно исследованы в литературе.

Ударную вязкость измеряли на маятниковом копре с инструментированным бойком INSTRON МРХ.

F, кН 30-1

25-

20-

15-

10

Л \

// ч \2

// \

// \

// 1

1 \

// \

// \

и \ \

320 нм

0

1

5 Z, мм

Рис. 2. Ударная вязкость образца Шарпи с У-образным надрезом без модифицирования поверхностного слоя

Структурные исследования проводили с помощью оптической (Axiovert 25CA), сканирующей туннельной (SMM-2000T), сканирующей электронной (Quanta 200 3D) микроскопии, интерференционного профиломет-ра New View 6200, скретч-тестирование проводили на приборе NanoTest (Micromaterials Ltd).

3. Результаты исследования

Испытания образцов Шарпи на маятниковом копре с инструментированным бойком показали сильное влияние модифицирования поверхностного слоя образцов на их ударную вязкость (рис. 2).

Обработка кривых изменения действующей со стороны маятника силы F по мере распространения разрушения образца позволила количественно измерить энергию разрушения и величину ударной вязкости образца (табл. 1).

Как видно из рис. 2 и табл. 1, введение в поверхностный слой образцов Шарпи -0.15 мас. % TiC0 5N0 5 обусловило увеличение ударной вязкости двухслойного материала в 2.5 раза.

Сканирующая туннельная микроскопия модифицированного поверхностного слоя образцов показала

Таблица 1

Энергия разрушения образца стали 09Г2С без модифицирования и с модифицированным поверхностным слоем при измерении ударной вязкости

Образец Шарпи с У-образным надрезом Энергия, Дж Ударная вязкость, Дж/см2 Коэффициент возрастания

Без модифицирования поверхностного слоя 43.0 42.25

С модифицированным поверхностным слоем 104.8 104.00 2.5

У, нм

300-

200

100

0 1 2 X, мкм

Рис. 3. Пакет пластин сформировавшегося бейнита

сильное изменение его структуры по сравнению со структурой исходного образца. Прежде всего, наличие в поверхностном слое наночастиц карбонитридов титана обусловило измельчение зеренной структуры от d ~ 100-200 мкм (в отсутствие карбонитридов) до d ~ ~ 20-100 мкм. Низкая скорость кристаллизации наплавленного поверхностного слоя без карбонитридов проявляется в формировании колоний крупного перлита. При наличии наночастиц карбонитридов в наплавленном слое в нем возникают участки бейнитной структуры (рис. 3-6).

Рис. 4. Индуцированная ультрафрагментация субпластин бейнита [15]

Как видно из рис. 3, хорошо выражены протяженные участки многослойного сформировавшегося бейнита. Их размеры достигают нескольких микрометров.

Начальные пластины в пакете имеют размер 1 мкм, последующие пластины более мелкие, последняя пластина составляет 300 нм. Высота пластин изменяется от 100 до 50 нм. Такие пакеты пластин имеют структуру модели sub-sub-subunit (рис. 4), предложенной в [15]. Спецификой этой модели является беспредельная возможность измельчения пластин в пакете по мере увеличения степени деформации.

На рис. 5 представлен интенсивный рост одной пластины пакета размером 2 мкм (кривая 1) и высотой 200 нм. По мере распространения его высота растет и превышает 400 нм (кривая 2).

На рис. 6, а показана более сложная конфигурация пластин бейнита. Сечение 1 показывает профиль пластин (рис. 6, б). Видно, что все пластины имеют одинаковую ширину -200 нм и высоту -10 нм. Для определения конфигурации пластин проведено специальное исследование.

Важная информация о характере бейнитной фазы получена при скретч-тестировании. Оказалось, что по мере увеличения содержания TiCN нанотвердость бейнита возрастает [9]. Это означает, что наночастицы карбонитридов TiCN упрочняют бейнит. По-видимому, пластины бейнита образуются как соединения Бе, угле-

рода и ТЮ^ но более слабые, чем цементит Бе3С Но при этом возможность роста пластин в различных направлениях характеризует высокую релаксационную способность такого упрочнения. Этот вопрос более подробно будет обсужден ниже.

Важно понять, почему наночастицы карбонитридов оказывают такое сильное влияние на образование бейнита. Методом зернограничной канавки травления [16] были проведены оценки энергии ансамблей границ зерен в покрытиях, содержащих наночастицы карбонитридов и без них (рис. 7). Видно, что наличие нано-частиц карбонитридов в наплавленных поверхностных слоях радикально изменяет вид гистограммы распределения относительной энергии границ зерен в покрытиях. Без модификации покрытия наночастицами карбо-нитридов гистограмма распределения относительной энергии Е границ зерен имеет бимодальный характер и средняя величина (Е) составляет -0.8. В модифицированных покрытиях средняя величина (Е) не превышает 0.4 и гистограмма распределения энергии Е является одномодальной.

Измельчение зеренной структуры и понижение средней относительной энергии границ зерен в модифицированном наплавленном поверхностном слое является важным фактором сегрегации наночастиц карбонитридов титана на малоугловых границах. Как показано в [6, 7], на фрактограммах разрушения мелкозернистой

500 нм

а 54 ]

0 1 2 3 4 X, мкм

Рис. 5. Интенсивный рост одной пластины из пакета бейнита

У, нм

0 200 400 600 X, нм

Рис. 6. Сложная конфигурация пластин бейнита

„20-

Е-

СЧ

£10"

о PQ

0

0

30

0 Н

И 20 f-

к

о &

(5510

0

0.0 0.8 1.6 Относительная энергия границ зерен

Рис. 7. Гистограммы распределения зерен по энергиям: исходное состояние стали 09Г2С

низкоуглеродистой стали 05Г2Б с феррито-бейнитно-мартенситной структурой и содержанием десятые доли процента Ti, Nb, C, N в виде примесей после измерения ударной вязкости на малоугловых границах наблюдались выделения наночастиц карбонитридов Ti и Nb. На большеугловых границах зерен выделялись крупные частицы карбонитридов с образованием вокруг них микропор.

Полученные результаты означают, что, во-первых, введение наночастиц карбонитридов титана задерживает образование большеугловых границ в исходном материале. Во-вторых, наночастицы сегрегировали на малоугловых границах, как было показано в [6, 7]. Цепочки наночастиц карбонитридов титана на малоугловых границах зерен, очевидно, создают сильную кривизну решетки, что обусловливает интенсивное образование бейнита в стали.

Наличие малоугловых границ зерен в наплавленных слоях с наночастицами карбонитридов и сегрегация наночастиц на таких границах могут быть ответственными за механизм возрастания ударной вязкости двухслойного образца на рис. 2. Это было исследовано двумя методами: скретч-тестированием и анализом структуры фрактограмм с помощью растровой электронной микроскопии и оптического профилометра New View.

На поверхности разрушения образцов с V-образным надрезом при измерении ударной вязкости образуются два вида зон Lc и Lb независимо от структурного состояния поверхностного слоя. В зоне Lc, которая формируется непосредственно под V-образным надрезом, развивается вязкая внутризеренная пластическая деформация с низкомасштабными поворотными модами вихревого пластического течения. Структура зоны Lc характерна для материалов с высокой релаксационной способностью, в которой макрораспределение пластической деформации очень однородное и крупные концентраторы напряжений, вызванные V-образным надрезом, эффективно релаксируют образованием внутри-зеренной вихревой субструктуры. Характерно, что вид структуры зоны Lc качественно одинаков в образцах с модифицированным поверхностным слоем и без него. Соответственно, кривые 1 и 2 для F = f (Lc) на рис. 2 практически одинаковы. Другими словами, на этой стадии разрушения его энергоемкость в зонах Lc не зависит от состояния поверхностного слоя.

В то же время следующая зона Lb на поверхности разрушения деформируется другими механизмами, сильно зависящими от наличия в поверхностном слое наночастиц TiCN. В отсутствие модифицированного поверхностного слоя в зоне Lb происходит хрупкое разрушение. Соответственно кривая 1 на рис. 2 проявляет резкое падение. При наличии модифицированного поверхностного слоя в зоне Lb продолжает развиваться вязкое разрушение и кривая 2 на рис. 2 продолжает возрастать.

4. Обсуждение результатов

В литературе, посвященной изучению бейнита, обсуждаются два основных механизма его образования: мартенситоподобный механизм путем сдвига относительно инвариантной плоскости и механизм симпатического зарождения и роста [17]. Симпатическое зарождение пластин определяется как «зародышеобразование кристалла осадка на межфазной границе кристалла той же фазы, когда эти кристаллы отличаются по составу от своей матричной фазы на протяжении всего процесса превращения», и включает три типа: «поверхность к поверхности» («face-to-face», FTF), «стык в стык» («edge-to-edge», ETE) и «край к поверхности» («edge-to-face», ETF) [17].

Поверхностный рельеф, сопровождающий образование мартенсита, известен [18] как инвариантная плоская деформация, указывающая на когерентность аустенитной и мартенситной решеток. Поэтому если бейнит образуется механизмом сдвига, то соответствующий рельеф будет типа инвариантной плоской деформации. Если бейнит образуется в результате симпатического механизма зарождения и роста, то он будет

.0 0.8 1.6 Относительная энергия границ зерен

500 нм

б 500 нм

Тв]

м

У, нм

200

X нм

Рис. 8. Изображения нижнего бейнита, полученные с помощью сканирующей туннельной микроскопии с разным увеличением (а-в) и профили поперечных сечений (г, д), показанных отрезками линий 1, 2 на рис. 8, а и отрезком линии 3 на рис. 8, б соотвественно. Светлыми рамками обозначены части изображений 8, а и б, представленные на рис. 8, б и в соответственно

иметь характерные особенности, такие как ультратонкая структура, тентообразная форма образующийся рельеф и специфическое распределение карбидов [18, 19].

Анализ результатов, полученных с помощью сканирующей туннельной микроскопии в настоящей работе, согласуется с механизмом симпатического зарождения и диффузионно-контролируемого продольного роста пластин верхнего и нижнего бейнита в основном материале — стали 09Г2С [15].

На рис. 8, а-в показаны изображения, полученные с помощью сканирующей туннельной микроскопии пакета пластин нижнего бейнита с разным увеличением, и их поперечные сечения (рис. 8, г, д) вдоль направлений, показанных отрезками линий 1, 2 на рис. 8, а и отрезком линии 3 на рис. 8, б.

Видно (рис. 8, а-в), что пакет нижнего бейнита в основном материале (сталь 09Г2С) состоит из набора

пластин клиновидной формы, обозначенных А-Г, а пластины А и Б (рис. 8, б), в свою очередь, состоят из субпластин а-в и г, д соответственно. Субпластина Д (рис. 8, б) имеет более тонкую структуру и состоит из субъединиц, обозначенных цифрами 1-4 на рис. 8, в. Эти результаты свидетельствуют об иерархически организованной структуре нижнего бейнита, состоящей из структурных единиц разного масштаба, которые образуются в основном материале в процессе нанесения наплавки на его поверхность. Подобная иерархическая структура нижнего бейнита в сталях различного состава была показана ранее с помощью сканирующей туннельной микроскопии в работах [15, 17-19], что, по мнению авторов, свидетельствует в пользу симпатического механизма зарождения и роста нижнего бейнита.

Другой аргумент в пользу симпатического механизма зарождения нижнего бейнита получен из анализа

рельефа 3Б-изображения, полученного с помощью сканирующей туннельной микроскопии пластин нижнего бейнита. На рис. 8, г (кривая 1) показано поперечное сечение бейнитных пластин вдоль направления, отмеченного отрезком линии 1 на рис. 8, а.

Видно (рис. 8, г, кривая 1), что поперечное сечение бейнитной пластины Г имеет плоские участки (тер-рассы), протяженностью около 1 мкм, которые заканчиваются ступеньками высотой около 80 нм над уровнем террассы следующей бейнитной пластины. Вблизи ступенек (рис. 8, г, кривая 1), на расстоянии около 200300 нм от края ступеньки имеется подъем высотой около 40 нм над уровнем террассы следующей бейнит-ной пластинки.

Наблюдаемая форма профилей пластин нижнего бейнита хорошо согласуется с механизмом симпатического зарождения и ступенчатого роста пластин нижнего бейнита по типу «плоскость к плоскости», предложенным в работе [19]. Согласно [19], зародыш новой фазы с самого начала имеет общую грань с матрицей, т.е. зародыш лежит в контакте с родительской фазой, причем межфазная граница полукогерентна, что обеспечивает ее низкую энергию. Вследствие низкой межфазной энергии ни одна широкая грань бейнитной пластины не может мигрировать посредством объемной диффузии. Однако, если вертикальная граница зародыша пластины с матрицей (ступенька) становится некогерентный, например вследствие термической активации, она сможет мигрировать за счет объемной диффузии, обеспечивая рост бейнитной пластины. Скорость роста бей-нитной пластины контролируется градиентом состава и объемной диффузией растворенных атомов углерода в матрице вблизи межфазной границы. В ходе латеральной миграции растущей ступеньки на широкой грани родительской фазы, согласно [19], должно происходить утолщение бейнитной пластины, которое действительно наблюдается на профиле поперечных сечений пластин (рис. 8, г), показанных отрезками линий 1 и 2 на рис. 8, а. При этом все большее количество углерода будет выталкиваться в матрицу на фронте мигрирующей

ступеньки. Это ведет к изменению концентрационного профиля растворенных атомов углерода в матрице вблизи ступеньки в сторону уменьшения градиента концентрации. В результате уменьшается движущая сила роста пластины и скорость миграции ступеньки с течением времени. В то же время другой зародыш новой фазы может образоваться на широкой грани после инкубационного периода и процесс повторится, приводя к образованию новой бейнитной пластины. Таким образом формируется пакет пластин нижнего бейнита.

Обычно пластины нижнего бейнита имеют клиновидную форму, что отчетливо видно на рис. 8, а (пластины А-Г). Клиновидная форма бейнитных пластин обусловлена постепенным уменьшением градиента концентрации углерода в аустените вблизи границы двух фаз по мере роста бейнитной пластины, а также накоплением упругой деформации на интерфейсе феррит/ аустенит. Выделение феррита под частицами карбида обусловливает подъем вблизи края ступеньки, который после химического травления выявляется с помощью сканирующей туннельной микроскопии.

Наблюдаемый подъем вблизи края ступенек (рис. 8, г, кривая 1) над уровнем следующей бейнитной пластины, согласно [19], связан с образованием карбидов. Зарождение карбидов при росте пластин нижнего бейнита, согласно модели [19], происходит внутри пересыщенного аустенита перед ступенькой растущей пластины вследствие обогащения аустенита углеродом, и затем карбиды растут в аустенит, конкурируя с ферритом, и могут быть окружены ферритом в соответствии с тем, что скорость латерального роста феррита сравнима со скоростью роста карбидов.

Как было показано в [19], информация о механизме образования поверхностного рельефа при мартенсит-ных и бейнитных превращениях может быть получена путем анализа профилей поперечного сечения образующихся поверхностных структур. Однако исследования с помощью сканирующей туннельной микроскопии бейнита в [19, 20] показали, что поверхностный рельеф, ассоциируемый с отдельной пластиной бейнита, может

Рис. 9. Островковый характер роста пластин с учетом закона сохранения момента импульса

быть неоднозначным, поскольку он обычно состоит из групп малых рельефов, которые соответствуют субпластинам, субъединицам, субсубъединицам. Поэтому поверхностный рельеф, ассоциируемый только с наименьшими структурными единицами, является неискаженным и позволяет судить о механизме фазового превращения. На рис. 8, д (кривая 3) показан профиль поперечного сечения вдоль направления, обозначенного линией 1 на рис. 8, б двух наименьших субъединиц нижнего бейнита клиновидной формы почти параллельных друг другу и обозначенных стрелками на рис. 8, б. Видно (рис. 8, д, кривая 3), что поверхностный рельеф, ассоциируемый с наименьшими стуктурными единицами, является скорее тентоподобным, чем инвариантная плоская деформация, что свидетельствует в пользу симпатического механизма образования и роста нижнего бейнита в основном металле стали 09Г2С при нанесении наплавки [21].

Наконец, в пользу симпатического роста бейнита приведем рис. 9 его стадийного распространения. На рис. 9, а виден зеренный рост бейнита на крутом повороте пластины. На рис. 9, б пластина а испытывает поворот против часовой стрелки, а пластина у растет с поворотом по часовой стрелки. Очень хорошо представлена островковая модель зарождения и роста бейнита. Очевидно, в условиях ударного нагружения рост пластин бейнита происходит в соответствии с законом сохранения момента импульса.

5. Заключение

Исследованы закономерности зарождения и роста бейнита в низкоуглеродистой и низколегированной стали 09Г2С под влиянием наночастиц карбонитридов титана при измерении ударной вязкости. Наночастицы задерживают образование большеугловых границ, сегрегируют на малоугловых границах, при измерении ударной вязости генерируют кривизну решетки и образование в междоузлиях кривизны новой фазы бейнита. Она образуется по симпатическому закону зарождения островков бенита, развивается в соответствии с законом сохранения момента импульса, в общем формируя многослойные пакеты пластин типа sub-sub-subunits, способные неограниченно утоняться по мере деформации. Пластины бейнита могут произвольно испытывать ротационные моды деформации в соответствии с напряженно-деформированным состоянием, проявляя высокие эффекты релаксации. Это обеспечивает высокую ударную вязкость стали при низких температурах.

Работа выполнена в рамках государственного задания по Программе фундаментальных исследований государственных академий наук на 2013-2020 гг. (проект

III.23.1.1), проекта РФФИ M 17-01 -00б91, интеграционного проекта СО РАН M II. 1.

Литература

1. ^втъчук M.B. Освоение Арктики как вызов для создания конструкционных материалов с принципиально новыми эксплуатационными свойствами // Сборник докладов Межд. конф. «Материалы и технологии для Арктики». - СПб.: НИЦ «Курчатовский институт» - ЦНИИ КМ «Прометей», 2017. - С. 3-8.

2. Opыщeнкo A.C. Современные конструкционные материалы для Арктики // Сборник докладов межд. конф. «Материалы и технологии для Арктики». - СПб.: НИЦ «Курчатовский институт» -ЦНИИ КМ «Прометей», 2017. - С. 9-11.

3. Panin V.E., Derevyagina L.S., Panin S.V., Shugurov A.R., Gordien-ko A.I. The role of nanoscale strain-induced defects in the sharp increase of low-temperature toughness in low-carbon and low-alloy steels // Mater. Sci. Eng. A. - 2019. - V. 7б8. - P. 138491.

4. Cчacmлuвцeв B.M., Mupзaeв Д-A., Якoвлeвa И.Л., Tepeщeнкo H.A., Taбaчнuкoвa ТИ. Эффект повышения ударной вязкости при формировании слоистой структуры в процессе горячей прокатки ферритной стали // Докл. РАН. - 2010. - Т. 433. - M 1. - С. 4245.

5. CчacmлuвцeвB.M., Taбaчнuкoвa ТИ., Якoвлeвa И.Л., EгopoвaЛ.Ю., Гepвacъeвa И..B. Влияние термомеханической обработки на хладо-стойкость низкоуглеродистой низколегированной свариваемой стали // ФММ. - 2010. - Т. 109. - M 3. - С. 314-325.

6. Фapбep B.M., Xomuнoв B.A., Mopoзoвa A.H., Лeжнuн H.B., Map-mmT. Диагностика изломов и энергоемкости разрушения высоковязких сталей при инструментальных испытаниях на ударный изгиб // Металловедение и термическая обработка металлов. -2015. - M б. - С. 22-25.

7. Фapбep B.M., Xomuнoв B.A., Бeлuкoв C.B., Ceлuвaнoвa A.B., Лeж-нин H.B., Mopoзoвa A.H., Kapaбaнaлoв M.C., Жилятв AM. Расщепления в сталях, испытавших контролируемую прокатку и последующее ускоренное охлаждение // ФММ. - 201б. - Т. 117. -M 4. - С. 422-4Зб.

8. Дepeвягuнa Л..C., Гopдueнкo A.И., ПoчuвaлoвЮ.И., Cмupнoвa A.C.

Модификация структуры низкоуглеродистой стали методом поперечно-винтовой прокатки и повышение ее характеристик прочности и хладостойкости // ФММ. - 2018. - Т. 119. - M 1. - С. 8998.

9. Пaнuн B.E., Eгopушкuн B.E., Kузнeцoв П.B., Гaлъчeнкo H.K., Шугуpoв A.P., Bлacoв И.B., Дepюгuн E.E. Структурная турбулентность пластического течения и вязкого разрушения низколегированной стали в условиях кривизны кристаллической решетки // Физ. мезомех. - 2019. - Т. 22. - M 4. - С. 1б-28. - doi 10.24411/ 1683-805X-2019-14002.

10. Пaнuн B.E., Cуpuкoвa H.C., ^нин C.B., Шугуpoв A.P., Bлacoв И..B. Влияние наномасштабных мезоскопических структурных состояний, связанных с кривизной кристаллической решетки, на механическое поведение Fe-Cr-Mn аустенитной стали // Физ. мезомех. - 2019. - Т. 22. - M 3. - С. 5-14. - doi 10.24411/1683-805X-2019-13001.

11. Пaнuн B.E., Cуpuкoвa H.C., Cмupнoвa A.C., Пoчuвaлoв Ю.И. Мезоскопические структурные состояния в пластической деформации наноструктурных металлических материалов // Физ. мезо-мех. - 2018. - Т. 21. - M 3. - С. 12-17. - doi 10.24411/1683-805X-2018-13002.

12. Tуpчaнuн AT., Tуpчaнuн M.A. Термодинамика тугоплавких карбидов и карбонитридов. - М.: Металлургия, 1991. - 362 с.

13. Aвepuн B.B., Peвякuн A.B., Фeдopчeнкo B.И., Koзuнa Л..H. Азот в металлах. - М.: Металлургия, 1976. - 224 с.

14. Dong J., Liu C., Liu Y., Li C., Guo Q., Li H. Effects of two different types of MX carbonitrides on austenite growth behavior of Nb-V-Ti

microalloyed ultra high strength steel // Fus. Eng. Design. - 2017. -V. 125. - P. 415-422.

15. 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. 157162.

16. Кузнецов П.В., Петракова И.В., Рахматулина Т.В., Батурин А.А., Корзников А.В. Применение сканирующей туннельной микроскопии для характеристики зеренно-субзеренной структуры УМЗ никеля после низкотемпературного отжига // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. - 2012. - Т. 78. - № 4. - С. 26-34.

17. Yang Z.G., Fang H.S. An overview on bainite formation in steels // Current Opinion Solid State Mater. Sci. - 2005. - No. 9. - P. 277286.

18. Fang H.S., Bo X.Z., Wang J.J. A model for surface reliefs formation in bainite transformation mechanism // Mater. Trans. JIM. - 1998. -V. 39. - No. 12. - P. 1264-1271.

19. 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.

20. Wang J.-J., Fang H.-S., Zheng Y.-K., Yang Z.-G. Use of scanning tunneling microscopy in metallography // Mater. Charact. - 1994. -V. 33. - P. 169-174.

21. Spanos G., Fang H.S., Aaronson H.I. A mechanism for the formation of lower bainite // Metall. Transact. A. - 1990. - V. 21. - P. 13811390.

Поступила в редакцию 29.07.2019 г., после доработки 25.09.2019 г, принята к публикации 30.09.2019 г.

Сведения об авторах

Кузнецов Павел Викторович, к.ф.-м.н., снс ИФПМ СО РАН, доц. ТПУ, kpv@ispms.tsc.ru

Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., ак. РАН, зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, проф. ТГУ, paninve@ispms.tsc.ru Гальченко Нина Константиновна, к.т.н., снс ИФПМ СО РАН, galchenko_nikon04@mail.ru