О природе низкотемпературной хрупкости сталей с ОЦК-структурой

УДК 69.4, 539.376, 539.4.015

О природе низкотемпературной хрупкости сталей с ОЦК-структурой

В.Е. Панин1,3, Л.С. Деревягина1, Н.М. Лемешев1, А.В. Корзников2, А.В. Панин1, М.С. Казаченок1

1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 2 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, Уфа, 450001, Россия 3 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия

На примере трубной стали, подвергнутой интенсивной пластической деформации, показана возможность подавления вязко-хрупкого перехода в сталях с ОЦК-структурой при низких температурах деформации. Данный эффект связывается с изменением структурного состояния планарной подсистемы (поверхностные слои и границы зерен в поликристаллах) и формированием субструктуры в 3D кристаллической подсистеме.

Ключевые слова: вязкохрупкие переходы, ОЦК-структуры, планарные подсистемы, субмикрокристаллическая структура в SD-подсистеме

On the nature of low-temperature brittleness of bcc steels

V.E. Panin1,3, L.S. Derevyagina1, N.M. Lemeshev1, A.V. Korznikov2, A.V. Panin1, and M.S. Kazachenok1

1 Institute of Strength Physics and Materials Science, SB RAS, Tomsk, 634021, Russia

2 Institute for Metals Superplasticity Problems, RAS, Ufa, 450001, Russia

3 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia

The study demonstrates the possibility to suppress the brittle-ductile transition in bcc-structured steels at low strain temperatures on the example of pipe steel subjected to severe plastic deformation. The suppression is associated with structural changes in the planar subsystem of the material (surface layers and grain boundaries in polycrystals) and substructure formation in its 3D crystalline subsystem. Keywords: brittle-ductile transitions, bcc structures, planar subsystem, 3D crystalline subsystem, submicrocrystalline structure

1. Введение

Известно, что в материалах с ОЦК-структурой при низкотемпературной деформации проявляется вязко-хрупкий переход, которого нет в материалах с ГЦК-структурой [1]. Природа этого различия в материалах с ОЦК- и ГЦК-структурами до сих пор остается неясной, хотя проблема низкотемпературной хрупкости оказывается очень важной при разработке конструкционных материалов, работающих в экстремальных условиях (низкие климатические температуры, ударно-волновое нагружение, радиационное облучение и др.).

В физической мезомеханике развивается концепция, что деформируемое твердое тело следует рассматривать как многоуровневую иерархически организованную систему, в которой кроме кристаллической подсистемы существует планарная подсистема, состоящая из поверхностных слоев и всех внутренних границ раздела

[2]. Планарная подсистема играет важную функциональную роль. В ней развиваются первичные пластические потоки дефектов недислокационной природы, которые генерируют все типы деформационных дефектов, характерных для 3D кристаллической подсистемы. Эмиссия данных дефектов в кристаллическую подсистему осуществляет ее пластическое формоизменение. Теория таких потоков в планарных подсистемах развита в [3, 4]. Естественно, что если нет таких потоков в пла-нарной подсистеме, то не будет пластически деформироваться и кристаллическая подсистема.

В рамках физической мезомеханики можно полагать, что вязкохрупкий переход в ОЦК-материалах при низкотемпературной деформации связан с затрудненностью развития потоков дефектов в планарной подсистеме. В ГЦК-материалах такие потоки дефектов в пла-нарной подсистеме развиваются и при низких темпе-

© Панин В.Е., Деревягина Л.С., Лемешев Н.М., Корзников A.B., Панин A.B., Казаченок М.С., 2013

ратурах, обеспечивая их пластичность. В таком случае, если в границы зерен ОЦК-материала ввести легирующие элементы с плотноупакованной структурой и исключить (или ослабить) ковалентные связи, характерные для ОЦК-структуры, то вязкохрупкий переход при низкотемпературной деформации ОЦК-материалов должен исчезнуть. Экспериментальной проверке этого положения физической мезомеханики посвящена настоящая работа.

2. Материал и методы исследования

Задача введения в границы зерен поликристаллов ОЦК-металлов легирующих элементов с другой кристаллической структурой решалась в условиях интенсивной пластической деформации малоуглеродистой трубной стали 12ГБА. Наличие в стали 1.2 % Мп, 0.35 % Си, 0.25 % Si и 0.0026 % А1 позволяет создать их сегрегацию на границах зерен при интенсивной пластической деформации. Подобные эффекты известны в литературе [5-8]. Так, низкотемпературное перераспределение никеля в сплаве Бе-12Сг-30№ при интенсивной деформации приводило к обогащению никелем (до 40 %) границ вновь образовавшихся зерен [5]. В условиях холодной (300 К) деформации аустенитной стали происходит растворение частиц №3Т (А1, Zr) с переходом атомов № и Т в междоузлия и их низкотемпературным дрейфом с энергией активации 0.2-0.3 эВ [6]. Аномально быстрая миграция атомов марганца на поверхностях разрушения стали 110Г13Л при ударном на-гружении наблюдалась в [7]. Образование динамических ротаций на поверхностях разрушения субмикрокристаллических образцов а-Бе сопровождалось образованием в ротационных кратерах частиц Бе3С в условиях статического растяжения [8].

Крупнозеренная сталь 12ГБА с ОЦК-структурой проявляет при низких температурах ударного нагружения хорошо выраженный вязкохрупкий переход [9]. В настоящей работе с целью подавления низкотемпературной хрупкости данную сталь обрабатывали методами всесторонней изотермической ковки [9] или интенсивной теплой прокатки. Слитки размером 20 х 20 х 100 мм3, из которых изготавливали заготовки для прокатки, выплавляли в индукционной печи, отжигали при Т = = 1000 °С и ковали в интервале Т = 1100.. .950 °С, чтобы измельчить литую структуру. Дальнейшую обработку прокаткой проводили за несколько проходов до конечного сечения прутков 10 х 10 мм2 с относительным сужением у = 10-15 % в каждом проходе и ступенчатом понижении температуры от 750 до 550 °С. Истинное относительное сужение оценивали по формуле

ф = Е 1п( ),

где и ^ — начальная и конечная площади поперечного сечения прутка в каждом проходе прокатки. Суммарная степень деформации после прокатки составила

Ф = 2.7, а после всесторонней ковки ф = 6.2. Образцы для механических испытаний вырезали так, чтобы ось их растяжения совпадала с направлением прокатки.

Перераспределение в ходе интенсивной пластической деформации марганца, меди, кремния и алюминия с их сегрегацией на границах измельченной зеренной структуры может подавить низкотемпературный вязко-хрупкий переход. Выявить обогащение границ зерен данными легирующими элементами можно по изменению магнитных характеристик в слабых магнитных полях [5, 10, 11], при элементном анализе поверхностей разрушения, на которых происходит сильное перераспределение примесей в a-Fe [8] и легирующих элементов в сталях [7]. Распределение легирующих элементов в деформируемых образцах стали в настоящей работе определяли энергодисперсионным анализом на растровом электронном микроскопе Quanta 200 3D.

Качественный фрактографический анализ поверхности разрушения исследуемой стали был дополнен измерениями шероховатости изломов на интерференционном оптическом микроскопе New View. Количественно шероховатость оценивали универсальной наиболее часто используемой характеристикой Ra = 1/1 J| y (x)|dx,

где y(x) — функция, описывающая профиль рельефа на базовой длине l.

В качестве характеристик низкотемпературной пластичности использовали величины равномерной пластической деформации (до достижения ств) Sp и пластичности до наступления разрушения ер. Исследованы образцы стали с крупнозеренной и микрокристаллической структурой, полученной методом интенсивной теплой прокатки. Механические испытания проведены в интервале температур +20...-113 °С при растяжении плоских образцов размером 3 х 1 х 15 мм3. Часть образцов имела в средней части боковой поверхности надрез (h = = 700 мкм, R = 125 мкм) для увеличения жесткости напряженного состояния при разрушении. Исследованы также образцы с шевронным надрезом [12].

3. Результаты исследований

Типичный для материалов с ОЦК-структурой низкотемпературный вязкохрупкий переход в стали 12ГБА наблюдается в интервале температур +20...-70 °C при измерении ударной вязкости (рис. 1). Наиболее резко он выражен в крупнозеренных образцах (кривая 1 на рис. 1). Создание субмикрокристаллической структуры в стали, обработанной всесторонней ковкой, существенно сглаживает этот переход и смещает его в область более низких температур (кривая 2 на рис. 1).

Различие низкотемпературной пластичности круп-нозеренных и микрокристаллических образцов данной стали после интенсивной теплой прокатки проявляется еще более резко в условиях их статического растяжения со скоростью деформирования 0.8 %/мин (рис. 2, 3).

Рис. 1. Вязкохрупкий переход на кривых температурной зависимости ударной вязкости КСУ стали 12ГБА для крупно-зеренных

На рис. 2, а представлены кривые зависимости «напряжение а - пластическая деформация 8» в области низких температур для крупнозеренных и микрокристаллических образцов стали.

Для крупнозеренных образцов диаграммы растяжения а-8 в интервале температур +20...-113 °С оказываются очень близкими. Однако для микрокристаллических образцов различное влияние температуры на зависимости а-8 выражено очень четко. Это проявляется как на протяженности величин их равномерной пластической деформации 8р, деформации на стадии формирования шейки 8ш, так и на величине пластической деформации до разрушения 8р. Как показано на рис. 2, б, с понижением температуры величина 8р возрастает, а 8 ш уменьшается.

Очень важный результат, представленный на рис. 2 и 3, связан с отсутствием низкотемпературного вязкохруп-кого перехода в условиях статического растяжения. Так, для крупнозеренных образцов стали с ОЦК-структурой кривые 8р(Т), 8р (Т) плавно снижаются при понижении температуры испытания, а для микрокристаллических образцов в интервале температур +20...-80 °С аномально возрастают (рис. 3).

Понять аномальное возрастание кривых 8р(Т), 8 р (Т) микрокристаллических образцов с понижением температуры деформации можно только с учетом «холодного перераспределения» легирующих элементов в стали и их сегрегации на разветвленной системе границ зерен. Это естественно должно проявиться на низкотемпературной зависимости магнитных свойств, измеряемых при слабых напряженностях магнитного поля. Такие измерения позволяют косвенно выявить сегрегацию неферромагнитных легирующих элементов в планар-ной подсистеме, где спиновое упорядочение атомов железа ослаблено и может существенно изменяться при сегрегации немагнитных (или антиферромагнитных) атомов. В табл. 1 приведены значения магнитной проницаемости ¡1 планарной подсистемы образцов до и после

*.........

-100 -80 -60 -40 -20 0 20 Т, °С

Рис. 2. Диаграммы растяжения образцов стали в крупнозерен-ном

деформации растяжением в температурном интервале +20... -80 °С.

Согласно приведенным в табл. 1 данным, для всех исследованных образцов значения ¡ уменьшаются в результате пластической деформации. Наиболее сильно значения 1 снижаются в крупнозеренных образцах. С понижением температуры деформации эффект снижения ¡1 становится менее выраженным как в крупнозеренных, так и в микрокристаллических образцах. Наиболее низкое значение ¡ наблюдается у микрокристаллических образцов после деформации при Т = -80 °С.

с 5 (

&р> ир>

20 15 10 5

8Р 1

3

8Р

4

-120

-80

-40

0

Т, °С

Рис. 3. Температурные зависимости пластичности крупнозеренных (1, 2) и микрокристаллических (3, 4) образцов стали при растяжении

Таблица 1

Относительная магнитная проницаемость ц планарной подсистемы крупнозеренных и микрокристаллических образцов стали, подвергнутых одноосному растяжению при различных температурах

Кристаллическая структура Температура испытания, °С Относительная магнитная проницаемость Величина снижения ц

Исходное состояние Деформированное состояние

Крупнозеренная 20 1.9761 1.7122 0.2639

-78 1.9912 1.7960 0.1952

Микрокристаллическая 20 1.8401 1.6874 0.1527

-80 1.7391 1.6476 0.0915

Все перечисленные эффекты изменения магнитной проницаемости образцов при низких температурах деформации хорошо согласуются с концепцией об определяющей роли состояния планарной подсистемы в низкотемпературной пластичности ОЦК-материалов.1 В то же время развитие потоков дефектов в границах зерен, обогащенных атомами легирующих элементов, оказывает воздействие на зерна сильных моментных напряжений. В соответствии с законом сохранения момента импульса в деформируемых зернах должны возникать ротационные моды пластического течения обратного знака. Это подтверждается экспериментально на фрак-тограммах разрушенных образцов (рис. 4, 5).

На рис. 4 представлены фрактограммы разрушенных крупнозеренных образцов стали при температурах деформации +20...-113 °С. Микромеханизмы разрушения стали в крупнозеренном состоянии с понижением температуры деформации претерпевают существенные изменения. При комнатной температуре испытания характерны ямки типа кратеров с размером диаметра на поверхности разрушения ~25 мкм, что сопоставимо с размером зерен. С ростом отрицательных температур вязкий, ямочный микромеханизм сохраняется, но плотность ямок уменьшается и появляются гладкие площадки расслоенной стали, трещины, образованные вследствие расслоения материала с ручьистым изломом на ее берегах (рис. 4, б-г). Эти факты свидетельствуют о том, что с ростом отрицательных температур энергоемкость

1 Увеличение плотности дислокаций в деформируемом материале также снижает величину магнитной проницаемости. Однако этот эффект должен возрастать с понижением температуры деформации. Эксперимент показывает незначительное уменьшение ц при низких температурах деформации. Это согласуется со снижением кинетического фактора и свидетельствует в пользу существования зависимости уменьшения ц в деформируемых образцах от кинетического процесса перераспределения атомов легирующих элементов и их сегрегации на границах зерен.

изломов стали в крупнозеренном состоянии уменьшается. Количественно этот вывод подтверждают температурные зависимости шероховатости Ra и такой макрохарактеристики процесса разрушения, как ударная вязкость КСУ.

Фрактограммы микрокристаллических образцов, деформируемых растяжением в интервале низких температур +20...-80 °С, представлены на рис. 5. Они также демонстрируют вязкий характер разрушения во всем интервале низкотемпературной деформации. Это проявляется в «ямочном» характере поверхности разрушения. Однако с понижением температуры деформации доля крупных ямок резко снижается и возрастает доля очень мелких ямок. Это свидетельствует о возрастании величины равномерной деформации 8р при понижении температуры испытания, что согласуется с возрастанием составляющей 8р на рис. 2, б и со снижением шероховатости Ла поверхности разрушения при низких температурах (табл. 2).

Размер ямок сопоставим со средним размером зерен. С ростом отрицательных температур наблюдаются вначале короткие, а потом и длинные широко раскрытые вязкие трещины расслоения. Стенки этих трещин покрыты периодично расположенными ступеньками соскальзывания, аналогичными тем, что наблюдаются на лицевых гранях в шейке разрушенного при Т = 20 °С образца. Это свидетельствует о раскрытии данных трещин путем развития пластической деформации. Такой процесс образования трещин развивается в условиях высокой низкотемпературной пластичности микрокристаллических образцов.

Таким образом, низкотемпературная пластичность образцов стали 12ГБА, связываемая с сегрегацией атомов легирующих элементов на границах зерен и развитием зернограничных потоков структурных трансформаций, генерирующих деформационные дефекты в объемы зерен, одновременно сопровождается возникновением расслоения материала и образованием трещин. Наложение этих процессов обусловливает специ-

Рис. 4. Фрактограммы разрушенных крупнозеренных образцов стали, деформированных растяжением при Т = 20 (а), -113 (б, г) и -78 °С (в), растровая электронная микроскопия

фический характер изменения низкотемпературной пластичности образцов ОЦК трубной стали.

Поскольку ямки на фрактограммах разрушения есть динамические ротации [13], ими можно управлять, вводя надрезы на боковых поверхностях образцов для рас-

тяжения. Надрезы увеличивают нормальные напряжения в деформируемом образце (через жесткость напряженного состояния), обусловливая развитие трещин нормального отрыва. В вершине таких трещин возрастают молярный объем и локальная кривизна кристал-

Рис. 5. Влияние температуры деформации на ямочный характер вязкого разрушения микрокристаллических образцов при растяжении: Т = 20

Таблица 2

Изменение шероховатости поверхности разрушения Ra (мкм) микрокристаллических образцов при различных температурах нагружения

Таблица 3

Элементный состав частицы, сформировавшейся в зоне

динамической ротации на поверхности разрушения микрокристаллического образца с шевронным надрезом

Т, °С +20 -80 -96 Элемент Мп А1 О

Образцы без надреза 4.36 1.45 1.32 Концентрация в объеме 1.2000 0.0026 0.2500

Образцы с боковым надрезом 6.017 образца, %

Концентрация в частице, % 0.41 38.50 37.30

Образцы с шевронным надрезом 26

лической структуры. Это вызывает локальный структурно-фазовый распад материала и развитие крупных динамических ротаций. В их зоне резко интенсифицируются процессы перераспределения легирующих элементов в деформируемом материале.

Такие исследования были проведены в настоящей работе при растяжении микрокристаллических образцов стали 12ГБА с боковыми надрезами и шевронным надрезом (рис. 6, 7). Как видно на рис. 6, на поверхности разрушения образца с боковым надрезом развиваются динамические ротации конической формы, формирующие при разрушении образца глубокие кратеры. Диаметр кратеров достигает 30 мкм, а их глубина — 15 мкм. На дне кратера при формировании динамической ротации образуется частица с повышенным (до 36 %) содержанием марганца.

При разрушении плоских образцов с шевронным надрезом размер динамических ротаций резко возрастает, достигая на поверхности разрушения диаметра 70-100 мкм и глубины 18-20 мкм (рис. 7). Особого внимания заслуживает образование на периферии динамических ротаций волокнистой структуры с субмикронным размером волокон. Это свидетельствует о структурно-фазовом распаде материала с его холодной перекристаллизацией в волокнистую структуру в поле поворотных моментов. Данный динамический процесс со-

провождается перераспределением легирующих элементов с образованием на дне кратеров частиц, состав которых приведен в табл. 3. В этих условиях в составе частицы аномально большой процент представляют окислы А1.

Сильное обогащение частицы легирующими элементами при разрушении в условиях комнатной температуры связано с эффектами кривизны в деформируемом образце. Естественно, при растяжении образцов без надреза как эффекты локальной кривизны, так и перераспределение легирующих элементов будут значительно меньше. Однако отметим, что при растяжении микрокристаллических образцов при -113 °С также сформировались динамические ротации на поверхностях разрушения с образованием частиц, в которых содержание Мп составляло 0.61 %, но резко возросло содержание А1 до 0.15 %. Таким образом, развитие кинетических процессов при интенсивной пластической деформации в условиях низких температур определяется не термическими вакансиями, а кривизной кристаллической структуры, которая генерирует бифуркационные вакансии [14].

4. Обсуждение результатов

Проявление вязкохрупкого перехода в стали 12ГБА с ОЦК-структурой при измерении ударной вязкости и его отсутствие в условиях статического растяжения образцов в этом же температурном интервале +20...-113 °С требует ответа на следующие вопросы:

Рис. 6. Динамические ротации на поверхности разрушения микрокристаллического образца с боковым надрезом; растяжение, Т = 20°С

Рис. 7. Динамические ротации на поверхности разрушения микрокристаллического образца стали с шевронным надрезом; растяжение, Т = 20 °С

1) Если ОЦК-структура в объеме материала не является причиной его низкотемпературной хрупкости, то ответ нужно искать в анализе поведения планарной подсистемы. Там развиваются первичные потоки структурных трансформаций в нагруженном материале и зарождаются деформационные дефекты, необходимые для пластического формоизменения 3D кристаллической подсистемы.

2) Аномальное возрастание пластичности микрокристаллических образцов стали 12ГБА при понижении температуры деформации связано не с термической активацией потоков структурных трансформаций в пла-нарной подсистеме, а с сегрегационным обогащением планарной подсистемы атомами легирующих элементов, которые ослабляют ковалентные связи железа в ОЦК-структуре. Тогда нужно дать ответ на вопрос о природе ускорения процессов сегрегации легирующих элементов в планарной подсистеме микрокристаллических образцов стали при понижении температуры деформации.

3) Необходимо понять механизмы блокирования структурных трансформаций в планарной подсистеме материалов с ОЦК-структурой при низких температурах деформации. Этой проблемы нет в пластичности материалов с ГЦК-структурой.

Исчерпывающих ответов на все поставленные вопросы пока нет. Хотя в физической мезомеханике данные вопросы представляют принципиальную важность. Выскажем следующие соображения о низкотемпературной пластичности стали 12ГБА в различных структурных состояниях и при различных видах нагружения.

Измерения магнитных характеристик и энергодисперсионный анализ с использованием растрового электронного микроскопа высокого разрешения свидетельствуют о важной роли перераспределения легирующих элементов в низкотемпературной пластичности данной стали. Скорость нагружения естественно влияет на кинетику этих процессов и изменение структурного состояния планарной подсистемы. Кинетический фактор в формировании низкотемпературной пластичности стали влияет как на интенсивность перераспределения легирующих элементов, так и на скорость потоков структурных трансформаций в планарной подсистеме.

При измерении ударной вязкости задерживаются все кинетические процессы. Поэтому вязкохрупкий переход проявляется как в крупнозеренных, так и в микрокристаллических образцах, хотя в последних выражен значительно слабее. В условиях статического растяжения в температурном интервале +20...-113 °С вязко-хрупкого перехода нет во всех исследованных образцах, хотя материал в объеме зерен имеет ОЦК-структуру. В этих условиях структурное состояние планарной подсистемы и потоки структурных трансформаций в ней полностью обеспечивают генерацию деформационных

дефектов, необходимых для пластического формоизменения 3D кристаллической подсистемы. Это позволяет считать планарную подсистему в стали 12ГБА с ОЦК-структурой ответственной за проявление низкотемпературной пластичности и ее аномальный рост у микрокристаллических образцов. Подавляя в планарной подсистеме ковалентные связи ОЦК-железа определенным легированием и формируя субструктуру в ОЦК 3D кристаллической подсистеме, можно получать высокую пластичность сталей с ОЦК-структурой при низких температурах деформации.

Иерархическая самоорганизация ротационных процессов на различных структурно-масштабных уровнях обусловливает возможность развития в условиях низкотемпературной пластичности ОЦК твердых тел расслоения материала. Этот процесс можно контролировать созданием субмикрокристаллической структуры в объеме ОЦК-материала и исключением в планарной подсистеме ковалентных связей.

Отметим в связи с этим интересные результаты работы [15], где получена трубная сталь Х90 с улучшенными характеристиками низкотемпературной пластичности. Разработанная в [15] термомеханическая обработка стали Х90 позволила сформировать структуру материала, которая хорошо согласуется с концепцией, развиваемой в настоящей работе.

5. Заключение

На температурной зависимости ударной вязкости образцов трубной стали 12ГБА с ОЦК-структурой после всесторонней ковки проявляется вязкохрупкий переход в области температур +20...-80 °С. Однако при статическом растяжении образцов этой же стали после интенсивной ступенчатой теплой прокатки вязкохруп-кого перехода в данном низкотемпературном интервале нет. Пластичность крупнозеренных образцов монотонно уменьшается при снижении температуры деформации. Микрокристаллические образцы повышают пластичность при понижении температуры деформации до -80 °С, а затем пластичность снижается, оставаясь выше ее значения при комнатной температуре.

Изменение магнитных характеристик образцов в низкотемпературном интервале деформации растяжением хорошо согласуется с температурной зависимостью их пластичности. Это свидетельствует о низкотемпературном перераспределении легирующих элементов при пластической деформации микрокристаллических образцов. Сильное перераспределение легирующих элементов проявляется в явном виде при энергодисперсионном анализе поверхностей разрушения с помощью растрового электронного микроскопа.

В рамках многоуровневых подходов физической ме-зомеханики сделано заключение о ключевой роли структурного состояния планарной подсистемы (поверхност-

ные слои и границы зерен в поликристаллах) и микрокристаллической структуры в объеме материала в пластичности ОЦК-сталей при низких температурах деформации.

Работа выполнена при финансовой поддержке проектов СО РАН (№№ III.23.1.1. и 72), Президиума РАН (№№ 2.2, 8.20 и 25.3), РФФИ (№№ 11-01-00646, 13-01-00403а), СО РАН-ДВО РАН (№ 78) и гранта Президента РФ по поддержке ведущих научных школ № НШ-6116.2012.1.

Литература

1. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких материалов. - Киев: Наукова думка, 1975.- 315 с.

2. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В. Нелинейные волновые процессы в деформируемом твердом теле как многоуровневой иерархически организованной системе // УФН. - 2012. - Т. 182. -№ 12. - С. 1351-1357.

3. Егорушкин В.Е. Калибровочная динамическая теория дефектов в неоднородно деформируемых средах со структурой. Поведение границы раздела // Изв. вузов. Физика. - 1990. - Т. 33. - № 2. -С. 51-68.

4. Егорушкин В.Е. Динамика пластической деформации. Волны нелинейной пластической деформации в твердых телах // Изв. вузов. Физика. - 1992. - Т. 35. - № 4. - С. 19-41.

5. Завалишин В.А., Дерягин А.И., Сагарадзе В.В. Индуцируемое холодной деформацией перераспределение легирующих элементов и изменение магнитных свойств стабильных аустенитных хромо-никелевых сталей. I. Экспериментальное обнаружение явления // ФММ. - 1993. - Т. 75. - № 2. - С. 90-99.

6. Сагарадзе В.В. Диффузионные превращения в сталях при холодной деформации // МиТОМ. - 2008. - № 9(639). - С. 19-27.

7. Квеглис Л.И., Носков Ф.М., Казанцева В.В. и др. Аномально быстрая микроскопическая миграция вещества // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2012. - № 12. - С. 43-45.

8. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Деревягина Л.С., Дерюгин Е.Е. Нели-

нейные волновые процессы при распространении трещин в условиях хрупкого и хрупковязкого разрушения // Физ. мезомех. -2012. - Т. 15. - № 6. - С. 5-13.

9. Сафаров И.М., КорзниковА.В., Сергеев С.Н. и др. Влияние субмикрокристаллического состояния на прочность и ударную вязкость низкоуглеродистой стали 12ГБА // ФММ. - 2012. - Т. 113. -№ 10. - С. 1055-1060.

10. Горкунов Э.С., Субачев Ю.В., Задворкин С.М., Ульянов А.И., Бух-валов А.Б., Горулева Л.С., Панин В.Е. Влияние термической обработки и упругопластической деформации на магнитные свойства порошковой стали 50Н2М // Физ. мезомех. - 2011. - Т. 14. - 2. -С. 27-38.

11. Горкунов Э.С., Задворкин С.М., Путилова Е.А. и др. Использование магнитного структурно-фазового анализа для диагностики состояния композиционного материала «сталь 08Х18Н10Т - Ст3» и составляющих его компонент, подвергнутых пластической деформации // Дефектоскопия. - 2012. - № 6. - С. 30-43.

12. Deryugin E.E., Suvorov B.I. Defining the Fracture Toughness for Small-Sized Samples of Materials with Submicrostructure // Proc. Eur. Conf. Fracture 19, Kazan, Russia, 2012. - Kazan: Kazan Sci. Center RAS, 2012 (электронный ресурс).

13. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Солитоны кривизны как обобщенные волновые структурные носители пластической деформации и разрушения // Физ. мезомех. - 2013. - Т. 16. - № 3. - С. 7-26.

14. Гузев М.А., Дмитриев А.А. Бифуркационное поведение потенциальной энергии системы частиц // Физ. мезомех. - 2013. -Т. 16.- № 3. - С. 27-33.

15. Табатчикова Т.И., Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Дельгадо Рейна С.Ю. Структура современных трубных сталей // Сб. тезисов Межд. конф. «Актуальные проблемы прочности-54». - Екатеринбург: ИФМ УрО РАН. - С. 7.

Поступила в редакцию 03.06.2013 г.

Сведения об авторах

Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., академик РАН, научн. рук. ИФПМ СО РАН, paninve@ispms.tsc.ru

Деревягина Людмила Сергеевна, д.ф.-м.н., снс ИФПМ СО РАН, lsd@ispms.tsc.ru

Лемешев Николай Михайлович, к.т.н., нс ИФПМ СО РАН, nml@ispms.tsc.ru

Корзников Александр Вениаминович, д.т.н., снс, внс ИПСМ РАН, korznikov@imsp.da.ru

Панин Алексей Викторович, д.ф.-м.н., доц., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, pav@ispms.tsc.ru

Казаченок Марина Сергеевна, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, kms@ispms.tsc.ru