автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Исследование высокоскоростной перекристаллизации при лазерном упрочнении среднеуглеродистой стали

Введение

1 Теплофизические основы лазерного термического упрочнения железоуглеродистых сплавов

1.1 Классификация и сущность методов лазерного упрочнения

1.2 Анализ температурных полей при лазерном упрочнении

1.3 Структурные изменения и фазовые превращения железоуглеродистых сплавов в процессе лазерного упрочнения

1.4 Механические свойства сплавов Я? — С после лазерного упрочнения.

1.5 Область применения и практика внедрения лазерного упрочнения сталей.

1.6 Контроль качества лазерного термического упрочнения . 40 Выводы.

2 Структура и механические свойства среднеуглеродистой стали при лазерной перекристаллизации поверхности

2.1 Кристаллическое структурообразование при затвердевании бинарных сплавов.

2.2 Морфология аустенитных кристаллов конструкционной стали: эксперимент

2.2.1 Описание эксперимента

2.2.2 Результаты и обсуждение.

2.3 Модель локально неравновесного затвердевания, вычислительный эксперимент.

2.3.1 Описание модели.

2.3.2 Уравнения модели, используемые при вычислениях

2.3.3 Результаты вычислений.

2.4 Зависимость механических свойств слоев, подвергнутых лазерной перекристаллизации, от размера элемента кристаллизационной субструктуры.

2.4.1 Зависимость микротвердости Hiqq от размера элемента кристаллизационной субструктуры.

2.4.2 Зависимость износостойкости в условиях трения скольжения от размера элемента кристаллизационной субструктуры.

2.4.3 Повышение износостойкости в условиях трения скольжения за счет легирования поверхностного слоя никелем.

2.4.4 Метод оптимизации режимов лазерного упрочнения деталей, работающих в условиях значительного абразивного износа.

2.5 Оценка погрешностей результатов измерений.

Выводы.

3 Численное моделирование процессов тепломассопереноса в зоне лазерной перекристаллизации

3.1 Анализ нестационарных тепловых полей при лазерном термическом воздействии

3.2 Численное моделирование процессов структурообразования при затвердевании конструкционной стали в квазибинарном приближении.

3.2.1 Введение.

3.2.2 Физические допущения модели.

3.2.3 Уравнения модели.

3.2.4 Результаты численного моделирования.

Выводы.

4 Выбор метода и разработка методики неразрушающего контроля качества упрочнения

4.1 Задачи и метод контроля.

4.1.1 Задачи контроля.

4.1.2 Физические основы метода магнитных шумов

4.1.3 Технические средства контроля.

4.2 Контроль толщины упрочнения.

4.2.1 О диапазоне контролируемых толщин.

4.2.2 Принципы толщинометрии методом магнитных шумов

4.3 Разработка методики контроля.

4.3.1 Общие соображения.

4.3.2 Выбор режимов перемагничивания.

4.3.3 Влияние размеров датчика и площади контроля

4.3.4 Влияние исходной твердости образца.

4.3.5 Способ исключения влияния зазора.

4.3.6 Методика контроля.

Выводы.

Лазерное поверхностное упрочнение является одним из широко применяемых видов лазерной обработки металлов и сплавов. Структура и фазовое состояние поверхностных слоев после лазерного упрочнения привлекают внимание своими необычными физическими и механическими свойствами. Теоретическое описание процесса требует решения проблем фундаментального характера в теориях фазовых переходов, неравновесной кристаллизации, электронной структуры и других. Интерес к лазерному упрочнению стимулируется потребностями современного машиностроения в области создания конкурентноспособной продукции и высокопроизводительной техники. Перспективным направлением исследований в данной области является получение сверхмелкой кристаллической структуры на рабочей поверхности объемных тел, вплоть до перехода к нанокристалли-ческому состоянию. Различным аспектам теории лазерного упрочнения и ее современному состоянию посвящен ряд монографий и обзоров [1—10].

При современном уровне сложности и миниатюризации промышленных изделий особое внимание уделяется их надежности и долговечности. Как известно, поверхностные слои деталей подвергаются наиболее интенсивным механическим, тепловым, химическим и другим воздействиям. Поэтому основной причиной преждевременного выхода из строя деталей является разрушение и изнашивание поверхностных слоев. При этом экономически не целесообразно применение высоколегированных сталей. Все это и обосновывает высокую перспективность методов лазерного поверхностного упрочнения. К достоинствам метода относятся: локальный характер теплового воздействия, минимальные термические деформации, теоретически широкий диапазон регулировки энергетических характеристик лазерного излучения, возможность получения высокопрочных поверхностных слоев.

Первые работы по исследованию влияния световых импульсов на структуру и механические свойства металлов появились в нашей стране в 1965-1966 гг [11]. В последующие годы по данной тематике в России опубликовано большое количество работ, благодаря чему метод лазерного термоупрочнения получил весьма широкое научно—практическое развитие.

Однако в области практического применения технологии лазерного упрочнения наша страна существенно отстает от экономически развитых европейских стран (основной приоритет принадлежит Германии). Такое положение связано в первую очередь с недостатком теоретических и экспериментальных работ, направленных на исследование и математическое моделирование процессов, происходящих в зоне лазерного воздействия.

Действительно, при недостатке комплексных теоретических исследований процессов лазерного воздействия разработка технологии упрочнения применительно к каждому новому объекту становится весьма сложной инженерной и даже научной задачей. Современное состояние проблемы не позволяет точно прогнозировать структурные и фазовые превращения при лазерном нагреве и охлаждении, а только помогает оценить время нахождения в межкритическом интервале температур. Разнообразие размеров, формы, химического и фазового состава материала обрабатываемых объектов приводит к изменению условий тепломассопереноса, что в результате влияет на физико — механические свойства изделия. Этот фактор существенно снижает значимость для практики "рекомендаций—" и "баз данных по выбору режимов лазерной обработки". В настоящее время количественное описание прочностных свойств основывается на установлении эмпирических закономерностей. Будучи верными принципиально, такие закономерности не отражают физическую природу прочности сталей. Далее, не достаточно изучено влияние кристаллизационной субструктуры на механические свойства стали при обработке с оплавлением поверхности. Влияние зоны оплавления на механические свойства оцениваются весьма противоречиво. Само существование терминов "с минимальным - " и "с глубоким проплавлением" (см., например, [ 1,6,8,10]) показывает, что проблеме формирования механических свойств при лазерной перекристаллизации не уделялось должного внимания. Поэтому развитие теории лазерного воздействия на материалы и сплавы, изучение закономерностей формирования структуры и механических свойств являются актуальными проблемами. Их решение приведет к повышению научно—технического потенциала Российской промышленности.

На практике используются две основные разновидности лазерного термического упрочнения материалов и сплавов. Наибольшее распространение получил метод лазерной закалки из твердого состояния (без оплавления поверхности). Область применения метода — средне — и высокоуглеродистые стали. Упрочнение заключается в лазерном нагреве слоев выше температуры точки Аа [ 1 ] с высокими скоростями, что приводит к перегреву а — фазы и зарождению множественных центров перекристаллизации. На стадии охлаждения происходит значительное переохлаждение аустенита и его полиморфное превращение по мартенситному механизму с образованием метастабильных фаз. С увеличением скоростей нагрева и охлаждения возрастают величины перегрева и переохлаждения фаз, при этом возникает большее количество центров перекристаллизации и активнее протекает процесс диспергирования структуры. С другой стороны, увеличение скоростей нагрева и охлаждения возможно только за счет повышения скорости Ц, движения луча лазера, что уменьшает толщину зоны лазерного воздействия (ЗЛВ) и сокращает время диффузионной активности углерода. Таким образом, механические свойства слоев, упрочненных без оплавления поверхности, определяются взаимодействием указанных факторов и не могут быть получены выше определенных пределов, характерных для исходной структуры и химического состава (см., например, [8]). Существенное ограничение метода — малая толщина эффективного упрочнения (0,3 — 0,7 мм).

Другой метод — лазерная закалка из жидкого состояния — используется, как правило, для увеличения толщины ЗЛВ и не получил широкого применения. Объясняется это тем, что при низких скоростях И движения лазерного луча в зоне оплавления образуется дендритно—зеренная структура, характеризуемая пониженным значением микротвердости. На рис. 1, а показана дендритно—зеренная структура, образованная в результате конкурентного роста ансамблей дендритов. Рост ансамблей дендри-тов осуществляется в направлении, регулируемом процессом тепломас-сопереноса [12]. Изображение получено методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) изломов образцов в продольном сечении, проходящем через центр лазерной дорожки. При низкой скорости (например, при Уь = 0,01 м/с) на отбор направления роста ансамбля дендритов существенное влияние оказывает анизотропия поверхностной энергии. Поэтому на рис. 1, а наблюдается угловое расхождение в направлении роста ансамблей. Рост дендрита осуществляется в строго определенном кристаллографическом направлении (например, < 100> для кубической решетки), что должно приниматься во внимание при вычислении локальной скорости кристаллизации. С учетом кристаллографической ориентации скорость Ув кристаллизации определяется по выражению [ 13]

Ув = Исов0/ сов^, где в — угол между вектором скорости движения луча лазера и нормалью к поверхности раздела фаз (направлением теплового градиента), (р — угол между нормалью к поверхности раздела фаз и направлением роста дендрита.

Рис. 1. Структура образца, подвергнутого лазерной перекристаллизации поверхности со скоростью 14 = 0,01 м/с, полученная РЭМ излома в продольном сечении лазерной дорожки (а) и РЭМ поверхности образца (б).

Разное направление роста соседних ансамблей дендритов (см. рис. 1, а) и, как следствие, различие в скорости кристаллизации, а также действие растягивающих напряжений, вероятно, является причиной возникновения микротрещин, когерентных границам зерен на поверхности тела при лазерном оплавлении с низкими скоростями (см. рис. 1, б). Такие микротрещины крайне негативно влияют на механические свойства изделий, работающих с высокими контактными и динамическими нагрузками, и часто недопустимы вообще. В связи с этим, метод упрочнения с оплавлением поверхности, несмотря на большую толщину ЗЛВ, не нашел широкого применения.

Таким образом, область применения существующих методов лазерного термоупрочпепия весьма ограничена. На практике в основном используется метод лазерной закалки средне— и высокоуглеродистых сталей. Рекомендуется подбирать режимы упрочнения таким образом, чтобы находиться на границе возникновения зоны оплавления (для получения максимальной толщины ЗЛВ) [8]. Упрочнение цветных сплавов (за счет обработки с оплавлением и низкими скоростями) показало малую эффективность [1].

Достигнутый в течении последних двух десятилетий значительный прогресс в области описания процесса формирования структуры при высокоскоростной кристаллизации [14—16] позволяет по—новому взглянуть па проблему лазерной обработки с оплавлением поверхности. Установлено, что на структуру образующуюся при высокоскоростной кристаллизации, определяющее влияние оказывает скорость движения фронта кристаллизации и температурный градиент на фронте [15—18]. Хорошо известно, что механические свойства в большой степени зависят от параметров кристаллической структуры. А способность сплавов сохранять свои свойства при высоких температурах определяется как дисперсностью структуры, так и скоростью собирательной рекристаллизации, которая зависит от коэффициентов диффузии и капиллярности и может управляться добавлением элементов Се, 2г, Мо, V, имеющих низкие значения перечисленных коэффициентов [19,20]. Вышеприведенное определило направление исследований, результаты которых изложены в работе. Таким образом, исследования настоящей работы направлены на создание и теоретическое описание предлагаемого нового метода лазерного упрочнения среднеуглеродистой стали при помощи высокоскоростной перекристаллизации поверхности.

Цель работы состоит в экспериментальном исследовании и математическом моделировании процессов структурообразования при лазерной перекристаллизации среднеуглеродистой конструкционной стали, в установлении зависимостей механических свойств от кристаллизационной субструктуры в зоне оплавления и их контроля неразрушающем методом.

Исходя из пели работы были поставлены следующие научные задачи:

• Исследование морфологии КС и ее дисперсности в зависимости от скорости движения фронта затвердевания и градиента температуры на фронте при лазерном оплавлении поверхности стали.

• Установление зависимостей микротвердости и износостойкости стали в зоне оплавления от размера элемента кристаллизационной субструктуры (ЭКС).

• Математическое моделирование тепловых полей и процессов струк-турообразования при лазерном упрочнении стали с оплавлением.

• Изучение влияния легирования поверхностного слоя никелем на механические свойства стали.

• Выбор метода и усовершенствование методики неразрушающего контроля толщины упрочненного слоя.

Содержание глав диссертационной работы составляет описание решения перечисленных задач. В первой главе содержится обзор существующих подходов по определению и прогнозированию структурного и фазового состояния, механических свойств и дефектов кристаллического строения, возникающих при лазерном упрочнении поверхности сталей. Дана классификация видов лазерного упрочнения по энергетическим параметрам излучения. Приведены аналитические решения уравнения теплопроводности для теплового источника, движущегося по поверхности полубесконечного тела в квазистационарных условиях. Эти уравнения позволяют оценивать толщину ЗЛВ, температурный градиент, скорости нагрева, охлаждения и время нахождения в межкритическом интервале температур [интервал между температурами точек Ас\ (температура начала аустенизации),

Асз (температура конца аустенизации), Тс (температура равновесного со-лидуса), Тл (температура равновесного ликвидуса)] в заданной точке с координатами ./'. ц. Показаны особенности формирования структуры при лазерном воздействии на поверхность, приводящие к улучшению механических свойств и эксплуатационных характеристик. Во второй главе рассмотрены особенности структурообразования конструкционной стали при оплавлении поверхности лазерным излучением. Проведены эксперименты по определению структуры и механических свойств конструкционной стали с содержанием 0,5 вес.% С. Применение гипотезы маргинальной (пограничной) устойчивости [21] в рамках модели локально неравновесного затвердевания позволяет определить характерный размер элемента кристаллизационной субструктуры (ЭКС) [22,23] в сравнении с экспериментально определенным размером. Дана количественная зависимость микротвердости Я]оо и износостойкости стали от характерного размера 4 ЭКС, формируемого при лазерной перекристаллизации поверхностных слоев образцов. Показаны механические свойства слоев при лазерной перекристаллизации с никельсодержащим поверхностным покрытием. Приведено влияние схемы упрочнения (пространственно—координатная схема наложения упрочняющих дорожек) на эксплуатационные показатели изделий. Третья глава посвящена численному моделированию температурных и концентрационных полей при лазерной перекристаллизации конструкционной стали. На основе модели локально неравновесного затвердевания [24] сформулирована система уравнений для численного расчета температурного и концентрационного полей в квазибинарном приближении, применимом для стали, в которой определяющее влияние в процессы диффузии и структурообразования вносит углерод. Приведено качественное сравнение результатов численного моделирования температурного и концентрационных полей с экспериментальными данными. В четвертой главе приведены физические основы нсразрушающего контроля качества упрочнения методом эффекта Баркгаузена по ГОСТ 18353-79 [25], позволяющего измерять твердость поверхностных слоев и толщину упрочненной зоны. Рассмотрены факторы, негативно влияющие на достоверность контроля и даны рекомендации по выбору режимов контроля качества лазерного упрочнения.

Методы исследований эмпирический и теоретический. Проводилось: экспериментальное исследование КС и механических свойств в зоне лазерного оплавления среднеуглеродистой стали; последующая статистическая обработка полученных результатов; математическое моделирование процессов структурообразования и теплопереноса; сравнение результатов моделирования с экспериментом; экспериментальное изучение взаимосвязи толщины зоны лазерного упрочнения с характеристиками магнитного шума.

Достоверность и обоснованность результатов, изложенных в диссертации, подтверждается большим числом повторения экспериментов и оценкой величины погрешности измерений. Хорошая адекватность модели эксперименту подтверждает достоверность полученных результатов. Основные положения диссертации опубликованы в рецензируемых журналах.

Научная новизна работы заключается в том, что установлена зависимость микротвердости и износостойкости от размера элемента кристаллизационной субструктуры в зоне лазерного оплавления среднеуглеродистой стали. Экспериментально исследована морфология и дисперсность КС стали в зависимости от скорости кристаллизации. Предложена математическая модель для моделирования процессов теплопереноса и структурообразования в зоне оплавления среднеуглеродистой стали. Математическая модель основана на существующих аналитических и численных решениях уравнений тепломассопереноса и показала хорошую корреляцию с экспериментом (погрешность 35%).

На защиту выносится:

1. Морфологический спектр кристаллизационной субструктуры, формирующейся при лазерном оплавлении стали.

2. Зависимость микротвердости и износостойкости в зоне лазерного оплавления от размера элемента кристаллизационной субструктуры.

3. Математическая модель процессов теплопереноса и кристаллического структурообразования при лазерной высокоскоростной перекристаллизации с оплавлением поверхности стали.

4. Методика неразрушающего контроля толщины лазерно упрочненного слоя на основе метода магнитных шумов, позволяющая уменьшить влияние мешающих факторов на достоверность контроля (амплитуда перемагничивающего поля, зазор).

Благодарности. Автор благодарит за помощь в подготовке и проведении экспериментов С.Р. Анисимова, С.ГТ. Кузькину, Л.Ю. Стырову, М.Н. Королева, а также М.Д. Кривилева, Д.А. Данилова и A.B. Макарова за помощь в проведении компьютерного моделирования и полезные дискуссии.

Выводы:

1. /Морфология кристаллизационной субструктуры стали в зоне лазерного оплавления при сканировании луча в диапазоне скорости У[, = 0,01. 0,167 м/с представляет последовательность дендритно— зеренной, дендритной и ячеистой субструктуры.

2. В зоне лазерной перекристаллизации микротвердость подчиняется закону Холла—Петча в зависимости от размера элемента кристаллизационной субструктуры, а износостойкость обратно пропорциональна размеру ЭКС.

3. Легирование никелем поверхностных слоев приводит к увеличению износостойкости при испытаниях в условиях нормального окислительного изнашивания.

4. Процессы кристаллического структурообразоваиия при лазерном оплавлении стали ¿адекватно описываются моделью высокоскоростного затвердевания.

5. Влияние зазора между датчиком и контролируемой поверхностью в пределах свыше 0 до 0,1 мм на достоверность неразрушающего контроля толщины упрочненного слоя нивелируется за счет оптимального выбора полосы пропускания измерительного канала и резонансных свойств датчика.

Практическая значимость полученных результатов:

Полученное объяснение эффекта повышения механических свойств в зоне с "минимальным проплавлепием" позволяет оптимизировать режимы лазерного упрочнения для деталей, работающих в условиях значительного абразивного износа.

Высокоскоростная лазерная перекристаллизация стали с оплавлением позволяет получать в приповерхностных слоях субмикропный размер экс.

Моделирование процессов тегтломассопереноса в зоне лазерной перекристаллизации показало возможность разработки новых методов лазерного упрочнения, основанных на предварительном нагреве заготовки до различных температур с последующим охлаждением в воде и позволяющих увеличивать эффективную толщину упрочнения до 5 раз.

Разработана методика неразрушающего контроля, которая позволяет контролировать толщину лазерпо упрочненного слоя в производственных условиях.

Заключение

В работе рассмотрены особенности структурообразования и формирования механических свойств конструкционной стали при обработке с оплавлением поверхности лазерным излучением. Проведены эксперименты по изучению кристаллизационной субструктуры и механических свойств конструкционной стали с содержанием 0,5 вес. % С. На основе модели локально неравновесного затвердевания [24] сформулирована система уравнений для расчета концентрационного и тепловых полей в квазибипарпом приближении, применимом для стали, в которой определяющее влияние па процессы диффузии и структурообразования вносит углерод. Применение гипотезы маргинальной устойчивости в рамках модели локально неравновесного затвердевания позволяет определить характерный размер кристаллов [22, 23] в сравнении с экспериментально определенными размерами кристаллов. Численная модель роста кристаллической структуры позволяет рассчитывать распределение примеси в кристаллах по толщине 30. Построены зависимости размера в, элемента кристаллизационной субструктуры (ЭКС) и температуры Т) на фронте от скорости кристаллизации в диапазоне 0 < У$ < Ур. Дана количественная зависимость микротвердо-сти Ню о и износостойкости стали от характерного размера с1 ЭКС, формируемого при лазерной перекристаллизации поверхностных слоев образцов. Приведена методика оптимизации режимов лазерного упрочнения деталей, работающих в условиях значительного абразивного износа. Проведены вычислительные эксперименты по моделированию процессов теплопсреноса и структурообразования в процессе лазерной обработки в сравнении с экспериментом и для различных начальных условий по температуре То. Дана оценка погрешности измерения величин, представляющих результаты экспериментов. Предложены параметры датчика и режимы контроля качества лазерного упрочнения методом эффекта Баркгаузена, позволяющие существенно уменьшить влияние мешающих факторов на достоверность контроля. Построены тарировочиые графики контроля толщины упрочнения. Проделанная работа представляет собой теоретические и экспериментальные основы метода лазерного упрочнения поверхности деталей из ередпеугле-родистой стали при помощи лазерной высокоскоростной закалки из жидкой фазы.

1. Григорьянц А. Г., Сафонов А. Н. Основы лазерного термоупрочпепия сплавов. — М.: Высш. шк., 1988. — Т. 6. — 159 с.

2. Григорьянц А. Г., Сафонов А. Н. Методы поверхностной лазерной обработки. — М.: Высш. шк., 1987. — Т. 3. — 191 с.

3. Миркин Л. И. Физические основы обработки материалов лучами лазеров. — М.: Изд-во МГУ, 1975. — 304 с.

4. Рыкалин Н. Н., Углов А. А., Зуев И. В. и др. Лазерная и электроннолучевая обработка материалов: Справочник. — М.: Машиностроение, 1985, — 496 с.

5. Рыкалин Н. Н., Углов А. А., Кокора А. Н. Лазерная обработка материалов. — М.: Машиностроение, 1975. — 296 с.

6. Садовский В. Д. и др. Лазерный нагрев и структура стали: Атлас микроструктур. — Свердловск: УрО АН СССР, 1989. — 102 с.

7. Крапоишн B.C. Обработка поверхности металлических материалов лазерным излучением // Поверхность. — 1982. — N 3. — С. 1—11.

8. Коваленко В. С. и др. Упрочнение деталей лучом лазера. — Киев: Техника, 1982,— 130 с.

9. Реди Дж. Промышленное применение лазеров.— М.: Мир, 1978.— 336 с.

10. Кёбнер Г. Промышленное применение лазеров. — М.: Машиностроение, 1988, —244 с.

11. Аверьянова T. M., Миркин Л. И., Пилецкий Н. Ф. Воздействие лазерного луча на металлы // ПМТФ. — 1985. — N 6. — С. 84.

12. G al en ko Р. К., Zhuravlev V. A. Physics of Dendrites. — Singapore: World Scientific, 1994. —212 p.

13. Lima M. S. F., Goldenstein H. Morphological instability of the austenite growth front in a laser remelted iron-carbon-silicon alloy // Journal of Crystal Growth. — 2000. — V. 208. — P. 709-716.

14. Boettinger W. J., Coriell S. R. Solidification microstructures: recent developments, future directions // Acta mater. — 2000. — V. 48. — P. 4370.

15. Kurz W., Fisher D. J. Fundamentals of Solidification.— Aedcrmanns-dorf: Trans Tech Publication, 1992. — 305 p.

16. Kurz W., Trivedi R. Rapid solidification processing and microstructure formation // Materials Science and Engineering.— 1994.— V. A179/A180. — P. 46-51.

17. Boettinger W. J., Shechtman D., Schaefer R. J. et al. The Effect of Rapid Solidification Velocity on the Microstructure of Ag-Cu Alloys // Metallurgical Transactions A. — 1984. — V. 15. — P. 55-66.

18. Pan Q. Y., Huang W. D. Primary spacing selection of Cu-Mn alloy under laser rapid solidification condition // J. Cryst. Growth.— 1997.— V. 181, —P. 109-116.

19. Adam C. M„ British Patent 2088409, 1980.

20. Hildemar! G. J., U.S. Patent 4379719, 1983.

21. Langer J. S., Müller-KrumbhaarH. Theory of dendritic growth. Elements of stability analysis //Acta Metall. — 1978. — V. 26. — P. 1681-1688.

22. Galenko P. К., Danilov D. A. Local nonequilibrium effect on rapid dendritic growth in a binary alloy melt // Phys. Lett. A. — 1997. — V. 235. — P. 271-280.

23. Galenko P. K., Danilov D. A. Model for free dendritic alloy growth under interfacial and bulk phase nonequilibrium condition // J. Cryst. Growth. — 1999. — V. 197. — P. 992-1002.

24. Galenko P., Sobolev S. Local nonequilibrium effect on undercooling in rapid solidification of alloys // Phys. Rev. E. — 1997. — V. 55. — N 1. — P. 343-352.

25. Ломаев Г. В., Харанжевский Е. В. Контроль лазерного упрочнения методом эффекта Баркгаузена // Дефектоскопия. — 2000. — N 9. — С. 16-26.

26. Лившиц Б. Г. Металлография. — М.:Металлургия, 1990. — 236 с.

27. Флеминге М. Процессы затвердевания. — М.: Мир, 1977. — 424 с.

28. Gill S. С., Kurz W. Experimental Determination of the Microstructure Selection Map Rapidly Solidified Al-Cu Alloys // Acta Metallurgica and Materials. — 1993. — V. 41. — N 12. — P. 3563-3573.

29. Herlach D. M. Containerless undercooling and solidification of pure metals // Annu. Rev. Mater. Sci. — 1991. — V. 21. — P. 23-44.

30. Wei В., Herlach D. M., B. Feuerbacher Rapid crystal growth in un-dcrcooled alloy melts // Microgravity Q. — 1993. — V. 3. — N 2-4. — P. 193-197.

31. Галенко П. К- Эффект диффузионной релаксации при высокоскоростной криталлизации бинарного сплава // Кристаллография. — 1993. — Т. 38. —N6, —С. 238-243.

32. Кривилев М. Д., Галенко П. К. Программный комплекс для моделирования кристаллического структурообразования в переохлажденных бинарных сплавах.— Ижевск: ИД «Удмуртский Университет», 1999, —59 с.

33. Gremaud М., Garrard М., Kurz W. The micros tincture of rapidly solidified Al-Fe alloys subjected to laser surface treatment // Acta metal, mater. — 1990. — V. 38. — N 12. — P. 2587-2599.

34. Pierantoni M., Gremaud M., Magnin P. et al. The coupled zone of rapidly solidified Al-Si alloys in laser treatment// Acta metal, mater. — 1992. — V.40. —N7, —P. 1637-1644.

35. Gill S., Zimmerman M., W. Kurz Laser resolidification of the Al-Al2Cu eutectic: the coupled zone // Acta metal, mater.— 1992.— V. 40.— N 11.— P. 2895-2906.

36. Zimmerman M., Garrard M., Kurz W. Rapid solidification of Al-Cu eutectic alloy by laser remelting// Acta metal, mater. — 1989. — V. 37. — N 12, —P. 3305-3313.

37. Garrard M., Gremaud M., Zimmerman M. et al. About the banded structure in rapidly solidified dendritic and eutectic alloys // Acta metal, mater. — 1992. — V. 40. — N 5. — P. 983-996.

38. Gremaud M., Garrard M., Kurz W. Banding phenomena in Al-Fe alloys subjected to laser surface treatment // Acta metal, mater.— 1990.— V. 39. —N7. — P. 1431-1443.

39. Frenk A., Henchoz N., Kurz W Laser cladding of a cobalt-base alloy: processing parameters and microstructure // Zeitchrift fur metallkunde.— 1993. —N84. — P. 886-892.

40. Gill S., Kurz W. Laser rapid solidification of Ai-Cu alioys: banding and plane front growth // Materials Science and Engineering.— 1993,— V. A173,—P. 335-338.

41. Zimmerman M., Karma A., Carrard M. Oscillatory lamellar microstructure in off-eutectic Al-Cu alloys // Physical Review В.— 1993. — V. 42. — N 1. — P. 833—837.

42. Борисов В. T., Духии A. И. Рост и дефекты металлических кристаллов. — Киев: Наук, думка, 1972. — 408 с.

43. Чернов А. А., Гиваргизов Е. И., Багдасаров X. С. Современная кристаллография. — М.: Наука, 1980. — Т. 3. — 407 с.

44. Мирзаев Д. А., Коршунов Е. Е., Счастливцев В. М. и др. Влияие скорости охлаждения при закалке на количесво остаточного аустенита и твердость углеродистых сталей // ФММ. — 1983. — Т. 56. — N 5. — С. 1033-1035.

45. Яковлева И. Л., Счастливцев В. М., Табатчикова Т.Н. Экспериментальное наблюдение бездиффузионного образования аустенита в стали с перлитной сьруктурой при лазерном нагреве // ФММ. — 1993. — Т. 76. —N2. —С. 86-98.

46. Садовский В. Д. Превращения при нагреве стали. Структурная наследственность // Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. — М., 1983. — Т. 1. — С. 83-109.

47. Макаров А. В. Повышение износостойкости сталей за счет применения различных способов скоростной закалки. — Дис. канд. техн. наук. Свердловск, 1990. — 275 с.

48. Садовский В. Д., Счастливцев В. М., Табатчикова Т. И. и др. Фазовые и структурные превращения при лазерном нагреве стали. I. Влияние исходной структуры // ФММ. — 1982. — Т. 63. — N 1. — С. 88-94.

49. Актуальные вопросы лазерной обработки сталей и сплавов. — Уфа: "Технология", 1994. — 137 с.

50. Макаров А. В., Коршунов Л. Г., Химич Г. Л. Влияние обработки непрерывным излучением лазера на износостойкость низкоуглеродистых сталей // Трение и износ. — 1987. — Т. 8. — N 2. — С. 293-301.

51. Коршунов Л. Г., Макаров А. В., Черненко Н. Л. Структурные аспекты износостойкости сталей мартенситного класса // ФММ.— 1994.— Т. 78, —N4, —С. 128-146.

52. Коршунов Л. Г., Полякова А. М., Черненко Н. Л. и др. Влияние размера зерна и температуры отпуска на износостойкость стали 38ХНЗМФА // ФММ. — 1986. — Т. 61. — N 5. — С. 1007-1012.

53. Дуросов В. М. Разработка методов получения высококачественных слоев стальных деталей лазерной обработкой: Автореф. дис. канд. техн. наук. — Волгоград, 1999. — 25 с.

54. Серебряков В. Г., Эстрин Э. И. Механические свойства двухфазных мартенсито—ауетенитных никелевых сталей: Физические основы формирования физико—механических свойств сталей и сплавов // МЧМ СССР М.: Металлургия. — 1990. — С. 73-78.

55. Макаров А. В., Коган Л. X., Горкунов Э. С. Вихретоковый контроль износостйкости цементированной хромоникелевой стали 20ХНЗА // Дефектоскопия. — 2001. — N 2. — С. 67-78.

56. Ломаев Г. В. Исследование метода эффекта Баркгаузена и его применение в измерениях, автоматике и контроле материалов и окружающей среды. — Дис: д-ра техн. наук.-Ижевск, 1998. — 350 с.

57. Ломаев Г. В., Логунова М. Г. К вопросу о толщинометрии структурных слоев методом эффекта Баркгаузена // Дефектоскопия.— 1996.— N П.—С. 10-22.

58. Ломаев Г. В., Сунцова Н. Л., Немец А. М. и др. Контроль лазерного упрочнения методом эффекта Баркгаузена // Сборник статей. Эффект Баркгаузена и аналогичные ему явления. Ижевск: ИжГТУ. — 1995. — С. 143-153.

59. Ломаев Г. В., Логунов C.B., Способ магнитошумовой толщинометрии упрочненных слоев ферромагнитных материалов. A.C. 1670372., 1984.

60. Малышев В. С., Машкович С. Б., Ломаев Г. В. и др. Контроль импульсного лазерного упрочнения стали 30ХРА методом эффекта Баркгаузена // Дефектоскопия. — 1986. — N 12. — С. 70-74.

61. Венгринович В. Л., Якунин В. П., Леготин С. Д. и др. Контроль параметров лазерно — упрочненных слоев ферромагнитных материалов методом эффекта Баркгаузена // Дефектоскопия. — 1986. — N 12. — С. 10-16.

62. Ломаев Г. В., Малышев В. С. Толщинометрия и етруктуроскопия упрочненных и разупрочненных слоев методом эффекта Баркгаузена //Дефектоскопия-89. Сборник докл. национальной научно — технической конференции, Пловдив. — 89. — Т. 2. — С. 86—89.

63. Галенко П. К., Кривилев М. Д. Изотермический рост кристаллов в переохлажденных бинарных сплавах //Математическое моделирование. — 2000. — Т. 12. —N 11. —С. 17-37.

64. Galenko Р. К., Krivilyov M. D. Modelling of erystal pattern formation in isothermal undercooled alloys // Modelling and Simulation in Materials Science and Engineering. — 2000. — V. 8. — N 1. — P. 81-94.

65. Trivedi R., W. Kurz Morphological Stability of a Planar Interface under Rapid Solidification Condition // Acta Metail. — 1986. — V. 34. — P. 1663-1670.

66. Галенко П. К. Компьютерные модели дендритной кристаллизации // Кристаллизация и компьютерные модели: Труды V науч. техн. конф. — Ижевск: Изд-во Удм. ун-та, 1992. — С. 19-34.

67. Найдич Ю. В., Перевертайло В. М., Григоренко Н. Ф. Капилярные явления в процессах роста и плавления кристаллов. — Киев: Наук, думка, 1983,— 100 с.

68. Борисов В. Т. Теория двухфазной зоны металлического слитка,— М.: Металлургия, 1987. — 224 с.

69. G.F. Boiling, WA. Tiller Growt from the Melt. 111. Dendritic Growth // J. Appl. Phys.— 1961, —V. 32, —N 12. — P. 2587-2605.

70. Темкин Д. E. Влияние сегрегации примеси на рост дендрита в переохлажденном расплаве // Кристаллография.— 1987.— Т. 32.— N6, —С. 1336-1346.

71. Lipton J., Kurz W., Trivedi R. Rapid Dendrite Growth in Undercooled Alloys // Acta Metail. — 1987. — V. 35. — P. 957-964.

72. Sobolev S.L. Effects of local nonequilibrium solute diffusion on rapid solidification of alloys // Phys. Stat. Sol. (a).— 1996. — V. 156. —N2.— P. 293-303.

73. Галенко П. К. Анализ высокоскоростного движения поверхности раздела фаз с позиций расширенной необратимой термодинамики // Препринт лаб. физ. конд. сред. — Ижевск: УдГУ, 1998. — 25 с.

74. Галенко П. К., Данилов Д. А. Квазистационарные формы роста кристаллов при локально неравновесной диффузии примеси // Инженерно-физический журнал. — 2000. — Т. 73. — N 6. — С. 1278-1288.

75. Золоторевский В. С. Механические свойства сплавов. — М.: Металлургия, 1983. — 352 с.

76. Голиков И. Н., Масленков С. Б. Дендритная ликвация в сталях и сплавах. — М.: Металлургия, 1977. — 244 с.

77. Лахтин Ю. М., Леонтьева В. П. Материаловедение.— М.: Машиностроение, 1990. — 528 с.

78. Peteh N. I. The cleavage strength of polycrystals // Journal Iron Steel Inst. — 1953. — V. 25. — P. 25-28.

79. D. Tabor The Hardness of Metals.— London: Oxford University Press, 1951,— 124 p.

80. Гусев А. И. Эффекты нанокристалличеекого состояния в компактных металлах и соединениях // Успехи физических наук.— 1998.— Т. 168, — С. 55-83.

81. Ломаев Г. В., Харанжевский Е. В., Баетрыкова О. Б. К вопросу о повышении срока службы лемехов плугов // Сборник научных трудов УГНИИСХ. Вып. 1 (К 50-летию института).— Ижевск: Изд-во Уд-ГУ, 2000. — С. 300-306.

82. Молчан И. Г., Каляк И. В., Панченко А. И. и др. Автоматизация восстановления лемехов // Техника в сельском хозяйстве.— 1981.— N 12. — С. 46—47.

83. Бочаров А. П., Сероватов В. А., Кирневский В. А. и др. Упрочнение иочворежущих деталей // Техника в сельском хозяйстве. — 1989. — N 3. — С. 47.

84. Клюенко В. Н. Универсальные самозатачивающиеся плужные лемеха повышенной износостойкости // Тракторы и сельскохозяйственные машины, — 1986. — N 9. — С. 39.

85. Новицкий П. В., Зограф И. А. Оценка погрешностей результатов измерений. — 2-е изд. перераб. и доп. — Л.: Энергоатомиздат, 1991. — 304 с.

86. Langer J. S., Н. Müller-Krumbhaar Stability effect in dendritic crystal growth // J. Cryst. Growth. — 1977. — V. 42. — P. 11-14.

87. Галенко П. К., Голод В. М., Гефтер Л. Е. и др. Технологические расчеты затвердевания фасонных отливок // Литейное производство. — 1985. — N П. —С. 7-10.

88. Галенко П.К., Голод В.М. Системный анализ литейных процессов // Литейное производство. — 1989. — N 10. — С. 4—7.

89. Васькин В. В., Кропотин В. В. Оригинальные компьютерные технологии для описания процессов кристаллизации сплавов // Кристаллизация и компьютерные модели. Под ред. В.А. Журавлева.— Ижевск: ИД «Удмуртский университет», 1994. — С. 12—18.

90. Васькин В. В., Обухов А. В. Расчет термоупругих напряжений в пакете прикладных программ CRYSTAL-2.5D // Процессы тепло— масеопереноса и рост монокристаллов и тонкопленочных структур.

91. Под ред. В. Гинкина. — Обнинск: Физико—энергетический институт, 1998, — С. 84-88.

92. Galenko P. Local nonequilibrium phase transition model with relaxation of the diffusion flux // Phys. Lett. A. — 1994. — V. 190. — P. 292-294.

93. Галеико П. К. К феноменологической теории локально неравновесной кристаллизации // Докл. Акад. Наук. — 1994. — Т. 334. — С. 707.

94. Галенко П. К- Об условии развития диффузионного переохлаждения при локально-неравновесной кристаллизации сплавов // Журнал технической физики. — 1995. — Т. 65. — N 11. — С. 110—119.

95. Mullinz W. W., Sekerka R. F. Stability of planar interface dyring cristal -lization of a dilute binnary alloy // J. Appllied Physics.— 1964.— V. 35.—N 11. — P. 444-459.

96. Eckler К., Cochrane R. F., Herlach D. M. et al. Evidence for a transition from diffusion-controlled to thermally controlled solidification in a metallic alloys // Phys. Rev. B. — 1992. — V. 45. — N 9. — P. 5019-502.

97. Galenko P. K-, Krivilyov M. D. Model for isothermal pattern formation of growing crystals in undercooled binary alloys // Modcll. Simul. Mater. Sci. Eng. — 2000. — V. 8. — P. 67-79.

98. Jou D., Casas—Vázquez J., Lebon G. Extended Irreversible Thermodynamics. — Berlin; Springer, 1992. — 383 p.

99. Liu F., Goldenfield N. Generic features of late—stage crystal growth // Phys. Rev. A. — 1990. — V. 42. — N 2. — P. 895-903.

100. Vicsek T. Fractal Growth Phenomena.— Singapore: World Scientific, 1992, —488 p.

101. Aziz M. J., Kaplan T. Continuous Growth Model for Interface Motion During Alloy Solidification//Acta Metall. — 1988. — V. 36. — P. 2335-2347.

102. Галенко П. К., Кривилев M. Д. Конечно-разностная схема для моделирования кристаллического структурообразования в переохлажденных бинарных сплавах // Математическое моделирование. — 2000. — Т. 12. —N 12. —С. 11-23.

103. Ландау Л. Д., Лившиц Е. М. Электродинамика сплошных сред. — М.: Наука, 1982, —620 с.

104. Ферромагнитный резонанс: Сб. ст./ Под ред. C.B. Вонсовского.— М.: ИЛ, 1952—343 с.

105. Родичев Ф. М., Игнатченко В. А. Динамика скачка Баркгаузена // Физика металлов и металловедение. — 1960. — Т. 6. — С. 903.

106. Санников Д. Г. К теории эффективной массы доменных границ в ферромагнитных материалах // Изв. АН СССР. Сер. физ. наук.— 1964. —Т. 28, —С. 584-591.

107. Кринчик Г. С. Физика магнитных явлений.— М.: Металлургия, 1970,— 168 с.

108. А. Хуберт Теория доменных стенок в упорядоченных средах.— М.: Мир, 1977, —306 с.

109. Иванов А. А. К статистической теории смещения доменных границ// ФММ,— 1974, — Т. 38, — N 1. — С. 14-21.

110. Иванов A.A., Круглов В. Б. Функция распределения намагниченности в модели жестких границ// ФММ. — 1977. — Т. 43. — N 5. — С. 919-923.

111. Венгрмнович В. Л. Машитошумовая структуроскопия. — Минск: На-вука i тэхшка, 1991. — 288 с.

112. Sayanajakangas S., Otala М. Measurement of spectra of clastcrcd Barkhausen transition in technical steel // EEE transitions of magnetics. — 1973. — V. 9. — P. 641-646.

113. Tiito S., Sayanajakangas S. Spectral dumping in Barkhausen noise // IEEE transitions of magnetics. — 1975, —V. 11.—P. 1666-1672.

114. Лаврентьев Б. В. Влияние амплитуды и частоты перемагничивающего поля на ЭДС магнитного шума // Эффект Баркгаузена и его использование в технике.— Ижевск, 1977. — С. 158—163.

115. Willman W. Untersuchungen zur niestechnischen Ausnutzung des magnetischen Barkhausen Effect//Metallkunde. — 1969. — V. 136. — P. 395.