автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Природа "Белых слоев" и принипы их целенаправленного использования в технологиях упрочнения металлических сплавов

На правах рукописи

УДК 621.785.54:669.14+620.18

РГБ ОМ

? 2 ДЕг; 7ЛС1

1СУДРЯКОВ Олог Впчослаоович

ПРИРОДА "БЕЛЫХ СЛОЕВ" И ПРИНЦИПЫ ИХ ЦЕЛЕНАПРАВЛЕННОГО ИСПОЛЬЗОВАНИЯ В ТЕХНОЛОГИЯХ УПРОЧНЕНИЯ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ

СПЛАВОВ

Специальность 05.02.01 - Материаловедение (машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Ростов-на-Дону, 2000

Работа выполнена в Донском государственном техническом университете

(ДГТУ).

Научный руководитель; академик Академии проблем качества

РФ, доктор технических наук, профессор ПУСТОВОЙТ D.H.

Официальные оппоненты: академик Российской академии

естественных наук,

доктор физико-математических наук,

профессор

АЛЁХИН В.П.

доктор технических наук, профессор КРАПОШИН B.C.

доктор технических наук, профессор ДОРОФЕЕВ В.Ю.

Ведущая организация:

РКТБ "Орион" (г. Новочзркасск)

Защита состоится 5 декабря 2000 г п 13 часов на заседании диссертационного совета Д.063.27.04 в Донском государственном техническом университете (ДГТУ) по адресу: 344010, г.Ростов-на-Дону, пл. Гагарина, 1, ДГТУ, ауд.252.

С диссертацией можнр ознакомиться в библиотеке ДГТУ.

Отзыв в двух экземплярах, заверенных печатью, просим высылать в диссертационный совет по указанному адресу.

Автореферат разослан "Д," ноября 2000 года.

Ученый секретарь диссертационного совета, канд. техн. наук, доцент

Шилулин А.И.

тоЯ'^о

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность и сущность проблемы. В последние десятилетия ученые разных стран, работающие в области технических наук, все более склонны выделять процессы, происходящие у поверхности метгллов и металлических сплавов при различных методах их обработки, з самостоятельное перспективное научное направление. Недавно появившийся термин "инженерия поверхности" объединяет особые физические, химические, механические и другие явления, обусловленные эффектом свободной поверхности. Нетривиальность протекающих здесь процессов требует новых научных подходов, подчас идущих в разрез с классическими представлениями, сложившимися на оснозе исследования процессов в объеме металла.

Наиболее интересным в научном плане и многообещающим в техническом отношении представляется изучение поверхностных явлений при её обработке концентрированными потоками энергии (КПЭ): лазерная, электроннолучевая, плазменная, электродуговая, индукционная с концентрацией магнитного потока и другие. Многие виды такой обработки формируют на. поверхности детали специфический "белый слой" (БС), структура которого не выявляется при стандартном металлографическом травлении. БС обладают уникальным сочетанием твердости (до 12 ГПа для Ре-С-сплавов) и коррозионной стойкости (у БС стали коэффициент торможения коррозии в НС1 более 20). Помимо обработки КПЭ, они могут быть сформированы на поверхности металла и другими способами (резанием, сваркой встык под давлением, циклическим нагружением, детонационным воздействием и др.). Проблема физической природы БС привлекала внимание таких известных ученых, как А.Ф.Головин, В/Д.Садовский, Г.В.Самсонов, Ю.А.Геллер, Л.С.Кремнев, Л.С.Палатник, И.М.Любарский, Ю.И.Бабей. Однако подавляющее большинство из немалого общего числа публикаций о БС рассматривает их в рамках того технологического способа, которым БС был получен. Классификационной систематизации БС на настоящий момент не существует. Попытки обобщения эмпирического материала на основе идеи единой природы процессов и превращений, формирующих БС, были очень немногочисленны, не отличались системностью подхода, строгостью моделей и количественных оценок, не обеспечивали возможность прогнозирования поведения БС при эксплуатации. Это характерный результат использования теоретического аппарата равновесных процессов и превращений. Выводы таких исследований, несмотря на,богатый .экспериментальный материал, оказываются слишком общими или тривиальными, не вносят ясность в вопрос о природе БС и оставляют нас перед закрытой дверью, за которой находятся специфические атомные, субструктурные, диссипативные и др. механизмы и процессы, формирующие эволюционный структурный скачок - феномен БС.

Кро.к'.з того, высокий уровень метастабильности, который является причиной повышенной склонности БС к релаксации (в виде разупрочнения или трещинообразования), снижает прикладной интерес к БС, ограничивает их ресурсы и области промышленного использования. Между тем большой экспериментальный материал по- формированию БС при обработке поверхности металла КГ1Э, накопленный в последние годы на кафедре "Физическое и прикладное материаловедение" ДГТУ, где выполнена работа, - показывает, что рациональное применение структуры БС, как продукта упрочняющих технологий, значительно повышает износостойкость самыЯ разнообразных изделий в зоне контакта.

В этой связи представляется актуальным использовать современные знания в области термодинамики неравновесных процессов, теории диссипативных систем, синергетики, фрактального материаловедения и др. для описания феномена БС, как существенно неравновесного процесса фазовых превращений и структурообразования, что, на наш взгляд, характеризует концептуально новый подход к физической природе БС и позволяет сделать получение и использование БС управляемыми процессами. '

Поэтому в диссертации предпринята попытка решения проблемы БС на основе анализа неравновесных субструктурных процессов с целью прогнозирования и контроля метастабильных состояний поверхности.

Основные результаты работы получены в период 1996-2000 гг. в лабораториях кафедры "Физическое и прикладное материаловедение" ДГТУ в процессе выполнения фундаментальных и поисковых НИР, финансируемых Министерством образования РФ по единому наряду-заказу ДГТУ из средств федерального бюджета 1998 года программы "Кинетическая теория гипернеравновесных фазовых переходов в сталях", в качестве одногб из этапов которой исследовалась проблематика "белых слоев"; а также при финансовой поддержке гранта РГТУ-МАТИ им.К.Э.Циолковского 1998-2000гг., присужденному конкурсным центром по фундаментальным исследованиям в области технологических проблем производства авиакосмической техники.

Цель и задачи исследования. Целью работы является исследование физической природы БС на основе фундаментальной научной гипотезы о ведущей роли уровня дефектов кристаллического строения металла в процессах существенно неравновесного формирования структуры при воздействии КПЗ, а также разработка на этой основе базовых принципов управления процессами получения БС и прогнозирования их поведения в условиях промышленного использования.

Целевое направление работы предусматривает постановку следующих основных задач.

1. Систематизация эмпирического материала, связанного с БС, с целью определения их типологии и конкретизации объекта исследований.

2. Комплексное металлофизическое исследование с разработкой количественных критериев оценки структурной и субструктуркей организации БС, полученных при воздействии КПЭ.

3. Теоретическая аргументация принятой научной гипотезы в в:;це нахождения атомных и субструктурных механизмов, реализующих специфические эффекты фазовых и структурных превращений и обладающих дополнительными каналами диссипации энергии в неравновесных условиях.

4. Создание физической модели, включающей кинетическое, термодинамическое, кристаллографическое описание, и базирующейся на математическом аппарате количественных оценок развития неравновесных превращений и процессов формирования существенно метастабильньк структур (в том числе и БС).

5. Исследование на основе разработанной физической модели взаимосвязей между механизмами протекания субструктурных процессов и характерными особенностями макроструктуры и свойств БС (высокой твердостью и коррозионной стойкостью). Поиск коррелятов уникальных свойств БС в области их субструктуры.

6. Изучение особенностей поведения метастабильной структуры БС в условиях эксплуатации с оценкой перспектив и- областей применения. Обобщение материала в виде формулирования общих принципов прикладного использования БС в упрочняющих технологиях.

Научная новизна диссертационной работы заключается в получении следующих новых научных результатов, которые выносятся на защиту:

1. Впервые проведена классификация БС на основе общих признаков структурообразования, позволившая выделить в качестве объекта исследования работы кристаллические БС с единой природой субструктурных процессов, независимых от технологических способов получения БС. Для количественной оценки субструктуры сплава предложен критерий коррозионной стойкости металла, позволяющий характеризовать кристаллические БС как класс сплавов с особой организацией субструктуры. Отличительная классификационная особенность такого сплава - высокое общее содержание сдвиговых и ротационных дефектов при относительно равномерном их распределении, без образования локальных устойчивых конфигураций с высокой плотностью энергии.

2. Предложен новый подход к изучению процессов формирования метастабильных структур при поверхностной обработке КПЗ, основным уровнем описания которого является уровень дефектов кристаллического строения металла. Показано, что при плотности дефектов, характерней для БС, этот уровень становится доминирующим в неравновесных процессах структурообразования.

3. На базе этого подхода созданы: теория особенностей неравновесных фазовых переходов и частная теория неравновесных зернограничных

гпегращений, в соответствии с которыми при существенно неравновесных условиях нагрева и охлаждения происходит образование структуры БС:

■ Впервые на основе обширного теоретического анализа и сопоставления его результатов с данными эксперимента, а также на базе оценочных расчетов, дана всесторонняя, количественно обоснованная характеристика неустойчивого пути развития фазовых и структурных превращений в сплаве, приводящих к формированию БС: неустойчивость атом-вакансионного состояния, неравновесные вакансионно-дислокационные взаимодействия, неустойчивость дислокационных конфигураций, неравновесные фазовые переходы при их инициации и протекании на субструктурном уровне, диссипативный характер субструктурных процессов, нетривиальная упорядоченность получающейся существенно метастабильной структуры (БС).

• Впервые изучены зернограничные трансформации при образовании БС. Показаны и описаны специфические неравновесные механизмы зернограничных превращений с жесткой иерархией, приводящие к возникновению системы ротационных дефектов. Отмечены дополнительные диссипативные каналы этих процессов и их вклад в общий уровень метастабильности БС. Выведены уравнения для условий работы этих механизмов (температурные интервалы, критические значения приведенной скорости охлаладения, необходимые вакансионные пересыщения).

4. На основе данных электронно-микроскопического и рентгеноструктурного анализа впервые проведено комплексное изучение кинетики, динамики и кристаллографии эволюции дислокационной структуры сплава в условиях существенно неравновесного энергетического воздействия. Показано и описано возникновение дипольной дислокационной структуры и её диссоциация. Получены ранее неизвестные сведения о механизме неравновесных фазовых превращений и формировании таких метастабильных структур, как "белый слой", в среде с дипольной дислокационной организацией субструктуры.

5. Экспериментально установлено существенное отличие тонкого строения мартенсита БС от мартенсита объемной закалки: размерами (резкое измельчение), определенной ориентацией относительно поверхности, специфической морфологией (узкие, сильно вытянутые в определенном кристаллографическом направлении кристаллы, напоминающие мартенсит деформации), расположением основного габитуса, значительным увеличением показателя фрактальности. Также экспериментально подтверждена общая -тенденция неравновесных процессов структурообразования в виде увеличения степени фрактальности структурных элементов (высокоугловых границ, мартенситных кристаллов), характеризующая диссипативный характер процессов и превращений.

6. Термодинамическим анализом показано, что некогерентные включения в зоне воздействия КПЭ способны к самостоятельному формированию локальных БС и более интенсивному, чем когерентные или

частично когерентные включения. Выведены аналитические выражения, разграничивающие условия формирования локальных БС вокруг включений и БС в объеме тепловыделения КПЭ, которые показали удовлетворительное соответствие экспериментальным данным.

7. Получены предельные значения параметров неравновесное™ в поверхностном слое металла, необходимые для формирования кристаллического БС в стали при отсутствии оплавления (градиент температуры не менее 106 °С/м и скорость охлаждения более 1(Г °С/с). Установлено, что эти условия примерно соответствуют обработке КПЭ с поверхностной плотностью мощности 50...120 кВт/см2, а наиболее пояса характеризуются интегральным параметром - приведенной скоростью охлаждения, для которой найдены расчетные выражения.

Практическая ценность и реализация работы___п

промышленности. Выполненное исследование позвонило сформулировать базовый принцип управления неразновесным структурообразованием в поверхностном слое - путем регулирования исходной субструктуры сплава формированием определенных дислокационных конфигураций предварительной термической, механической и другими способами обработки (предшествующими воздействию КПЭ).

По результатам прикладных исследований определены параметры и режимы обработки металла КПЭ для получения БС, сделана характеристика их поведения в условиях эксплуатации и очерчен круг отраслей техники и промышленности для эффективного использования БС.

Выполненная работа позволяет целенаправленно формировать структуру кристаллического БС на поверхности стальных изделий при воздействии КПЭ на основе предложенных в диссертации универсальных параметров: например, технологический параметр - плотность мощности поверхностного теплового источника или интегральная величина, упрощающая многопараметрические технологические режимы лазерной, плазменной, индукционной и других' видов обработки КПЭ, - приведенная скорость охлаждения, связывающая теплофизическио характеристики сплава, тип источника нагрева и исходную субструктурную организацию металла. Технологическая, реализация этих параметров осуществлена на оборудовании импульсного лазерного облучения и обработки ТВЧ с концентрацией магнитного потока, что дает возможность стабильно получать кристаллический БС глубиной в несколько десятков или сотен г.*км. Между тем как аморфный или ультрадисперсный БС, полученный из жидкого состояния, будет иметь (для металлов) пленочную толщину в несколько мкм, что предполагает довольно ограниченное его применений для упрочнения поверхности.

Эффективность работы БС в качестве упрочняющего компонента определяется исключением возможности релаксации его высокой метастабильности. На основе этого принципа в работе определены области эксплуатации типовых изделий со структурой БС для сталей конкретного

химического состава и исходной структуры: резцов, фрез, сверл, фильер, протяжек, калибров-пробок, пуансонов для холодной штамповки, направляющих станков и пусковых установок ракет, поршневых колец двигателя внутреннего сгорания и других.

Разработанные технологические процессы формирования структуры БС на перечисленных деталях машиностроения и инструментального производства апробированы и внедрены со значительным экономическим эффектом на предприятиях черной металлургии, машиностроительного и оборонного комплекса: Бело-Калитвенский металлургический завод (1988г.), ПО "Ростсельмаш" (г. Ростов-на-Дону, 1988г.), ООО "Завод специализированного инструмента и технологической оснастки" (г. Ростов-на-Дону, 1998г.), П'П ПО "Азовский оптико-механический завод" (1998г.), ФГУП ВНИИ "Градиент" (г. Ростов-на-Дону,- 1999г.), ОАО "Красный Аксай" (г.Ростов-на-Дону, 1999г.), ОАО КПО "Донпрессмаш" (г. Азов, 1999г.).

Результаты диссертационной работы используются в учебном процессе с виде содержательной части текста лекций, учебных пособий, раскрывающих особенности методов поверхностного упрочнения материалов с использованием источников КПЭ при чтении курсов "Материаловедение", "Теория и практика термической обработки металлов", "Теория металлов и управление качеством их обработки", "Механические сцойства и испытания материалов", "Упрочняющие технологии и защитные' покрытия металлических изделий".

Апробация работы. По материалам диссертации опубликовано 45 научных работ, в том числе в таких изданиях, как журналы "Известия РАН. Металлы", "Материаловедение", "Физика и химия обработки материалов", "Известия вузов. Черная металлургия", "Известия вузов. Сев.-Кавк. регион. Техн. науки", а также в межвузовских сборниках научных трудов.

Основные научные положения работы представлялись и обсуждались в период с 1988 г. по 2000 г. на 25-ти международных, всесоюзных, общероссийских и региональных научно-технических конференциях и семинарах, а также на семинарах и научно-технических конференциях вузов.

Структура и объем работы. Диссертационная работа изложена на 361 странице текста, содержащего 120 рисунков и 9 таблиц, и состоит из введения; 11 глав основной части; заключения, содержащего общие выводы; библиографического списка из 295 наименований цитируемых источников; приложений, содержащих расчетные данные, математические аспекты специального анализа и акты внедрения в производство технологических процессов получения структуры БС при воздействии КПЭ

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Впвданив, В краткой форме обоснована актуальность и сущность исследуемой научно-технической проблемы, дана краткая характеристика подхода к её решению и аннотация основных результатов работы.

1. ПРОБЛЕМА "БЕЛЫХ СЛОЕВ" В СОВРЕМЕННОЙ НАУКЕ.

В первой главе диссертации сделан литературный обзср предшествующих исследований, посвященных "белым слоям"; выполнена систематизация данных литературного обзора, их критический анализ и обоснование возможности нового подхода к проблеме белых слог-о. Прозедено обсуждение вопросов терминологии и классификации БС, на основании которого дано определение понятию "белый слой": С нашей точки зрения, под БС следует понимать совокупность различных структурных и напряженных состояний сплава, обладающих низкой электрохимической (коррозийной) активностью, возникающих в результата импульсного воздействия температур и (или) давлений, локализованных в ограниченном объеме сплава. В непрерывном ряду структурных состояний сплава БС занимает промежуточное термодинамическое положение не аду метастабильными структурами объемной закалки и аморфизироеа.чным состоянием.

Далее на основе рассмотренного многообразия фазовых состаеэв БС стали, а также анализа их прочностных и антикоррозионных свойств, сделан ряд целзполагающих заключений:

1). фазовое разнообразие позволяет утверждать, что химический и фазовый состав сплава, по-видимому, не являются решающим фактором, а природа БС определяется условиями их формирования (внешние термодинамические факторы: температура, давление, их градиенты, соотношение и т.д.) и субструктурными процессами;

2). ни одно из объяснений низкой трашшости БС не может считаться безупречным; а это означает, что либо нужны дополнительные специальные исследования этого вопроса , либо необходим такой новый подход к проблеме, который объединил бы существующие точки зрения;

3). наиболее значительные попытки проникновения в сущность природы БС принадлежат "конфигурационной теории вещества" (Г.В.Самсонов), базирующейся на явлении локализации валентных-глектроноз в металлах при внешних воздействиях, а также "теории квазиравновесных фазовых переходов" (Л.С.Палатник) с идеей регулярного сопряжения на межфазных границах в БС; однако первая из них не о состоянии вписать не только весь комплекс свойств БС, но даже структурные и субструктурные процессы, а вторая оперирует фактически аппаратом равновесной термодинамики, - это привело к тому, что нереализованным для БС остался "принцип создания квазиравновесных структур" И М. Любарского и Л.С. Палатника, а физическая природа БС по-прежнему требует объяснения.

Основными резюмирующими результатами первой главы является конкретизация объекта исследований и определение концептуального подхода к решению проблемы БС:

1. На наш взгляд, разумно будет ограничить область исследования белыми слоями, образующимися на поверхности металлов под действием КПЗ (в результате лазерной, плазменной, электронно-лучевой и т.п. способов обработки), которые условимся называть "термическими БС. Полагая при этом, что их образование не сопровождается непосредственным приложением механического давления к поверхности металла, как это происходит при возникновении белых зон при трении, сварке встык под давлением, детонационной обработке и т.п. методах. Такое ограничение исключает из рассмотрения БС, образующиеся при действии внешнего давления (деформация, трение и т.д.), так как именно в трибологии в последние годы широко и успешно применяется термодинамическая теория неравновесных процессов (чего нельзя сказать о структурах, полученных под воздействием КГ1Э).

2. В качестве научной гипотезы в диссертации принято положение о том, что ведущим структурным уровнем описания при формировании БС является уровень субструктуры металла (дефектная структура). Теоретическая аргументация принятой гипотезы заключается в отыскании атомных и субструктурных механизмов, реализующих специфические эффекты фазовых и структурных превращений и обладающих дополнительными каналами диссипации энергии в неравновесных условиях; а экспериментальная - в нахождении закономерностей между механизмами протекания субструктурных процессов и характерными особенностями макроструктуры и свойств БС. Практическая часть работы предусматривает формулирование общих принципов и оиенку перспектив прикладного использования "термических белых слоев".

2. МЕТОДИЧЕСКОЕ ОБЕСПЕЧЕНИЕ ИССЛЕДОВАНИЙ.

Для изготовления образцов использовались стали марок 08кп, 40, 40Х, У8, У10А, У12, ШХ15, 7X3, 7X8, 7X18, Х12, Х12Ф1, Р6М5, 08Х18Н10, а также ковкий и высокопрочный чугуны с разным типом металлической матрицы. Базовым материалом для формирования БС служили стали У8, У10А, У12, ШХ15 (поверхностный БС) и ковкий'"и высокопрочный чугуны (БС вокруг графитных включений), остальные стали применялись в качестве модельных материалов для изучения разнообразных эффектов при обработке КПЗ.

Воздействие КПЗ на металл проводили на следующем оборудовании:

лазерная обработка (ЛО) осуществлялась на импульсной технологической установке "Квант-16" в широком диапазоне режимов с плотностью мощности излучения 50...250 кВт/смг; индукционная обработка с концентраций магнитного потока (ТВЧ с КМП) осуществлялась на

высокочастотных генераторах ВЧГ 4-25/0.44 и ВЧГ 4-60/0.44 мощности» соответственно 25 и 60 кВт. В последнем случае значения плотности мощности на поверхности образцов в пределах 30... 120 кВт/см2 обеспечивались за счет применения специальных индукторов • с магнитопроводом из магнитомягких оксидных ферромагнетиков (ферритов).

Поставленные задачи решались комплексом традиционных методов исследования - дюрометрическим, металлографическим, рентгенографическим, злектронографическим и трансмиссионной электронной микроскопией: металлографические исследования выполнялись с помощью оптических микроскопов МИМ-7 и "Ыеор(о1-21'; измерение микротвердости структурных составляющих исследуемых материалов проводили на приборе ПМТ-3; съемка образцов при рентгенографических исследованиях проводилась на . дифрактомотра ДРОН-О.5 в излучении Ре «а ; исследование тонкой структуры металла методами трансмиссионной (просвечивающей) электронной микроскопии фолы проводили с помощью электронного микроскопа ЭММА-1 при ускоряющем напряжении и=100 кВ в режимах "светлопольной" съемки, н микродифракции (с последующим индицированием электронограмм).

Одной из наиболее характерных черт неравновесных структур металлических сплавов является фрактальность. Это явпзние количественно оценивается величиной фрактальной размерности О (степени фрактальности структуры). В работе определяли степень фрактальности высокоугловых границ (по металлографическим фотоснимкам) и мартенситных кристаллов (по электронноолтическим фотографиям) в структурах стали после обработки КПЗ. Для определения значений й использовали методику квадратной сетки.

Исследования процесса изнашивания БС при сухом ротационном трении проводили на экспериментальном испытательном стенде, смонтированном на базе'машины трения МИ-1М, в воздушной атмосфере при нормальных условиях по схеме "подвижное полупространство (вал) -неподвижный индентор (сегментный образец-вкладыш)".

Метрологическое обеспечение экспериментов включало обязательное планирование оптимальных объемов испытаний, анализ возможных источников систематических ошибок с целью их исключения, а также -оценку значимости расхождения средних значений выборки для получения доверительного интервала при минимальном уровне надежности оценки результата не менее 0,95 с использованием известных методов математической статистики.

3. ПРОБЛЕМА ВЫБОРА СТРУКТУРНОГО УРОВНЯ ОПИСАНИЯ "БЕЛЫХ

СЛОЕВ".

Одним из наиболее принципиальных вопросов в изучении природы БС является проблема выбора уровня описания. С этой точки зрения структурные уровни могут быть разделена на три группы; микро- (уровень атомно-электронных взаимодействий), мезо- (дефектная, структура,

преимущественно - дислокационная) и макро- (уровень относительно "грубой* структуры, наблюдаемой, например, в световой микроскоп) уровни.

Существует корреляция очень многих свойств металлов со "статистическим весом атомов со стабильной конфигурацией" (СВАСК), который характеризует наиболее устойчивые конфигурации из спектра распределения локализованной части валентных электронов (к наиболее стабильным конфигурациям в спектре относятся свободные, наполовину и полностью заполненные: S2, 5р3-гибрид, S2p6,d°, d5, d , f°,f7, f14). Однако оказалось невозможным объяснить все особенности БС только на основе электронных взаимодействий. С другой стороны, поскольку в настоящей работе в качестве основного уровня описания выбран мезоуровень, необходимо показать, что он является существенно значимым и в рамках электронной теории. Другими словами, задача настоящей главы - показать, что при тех значениях плотности дефектов (например, дислокаций), которые характерны для БС, мезоуровень становится одним из определяющих-факторов не только для структурно-чувствительных свойств, что в общем-то очевидно, но и для уровня электронных взаимодействий (а значит - для , структурно-нечувствительных свойств).

В диссертации эта задача решается на основе дисперсионного анализа флуктуационного изменения СВАСК при введении в идеальный кристалл дислокаций, которые нарушают электронные конфигурации, понижая среднее значение СВАСК в объеме. Нарушенные электронные конфигурации локализуются в области линии дислокации и в конфигурационной модели рассматриваются как флуктуации СВАСК. При достижении определенного уровня флуктуации могут приобретать характер обратной связи и изменять начальное состояние, системы. Проведенный анализ показал, что дислокации начинают существенно влиять на средне статистический характер химической связи (СВАСК) в макрообъеме кристалла (и на те свойства металла, которые определяются электронным строением атомов), как только количество "дислокационных" атомов No на любой произвольно выбранной оси достигнет 1/3 от количества атомов Nk с наиболее устойчивыми электронными конфигурациями dk (для d-металлов).

Оценочные расчеты показали,. что для переходных металлов (d-элементов) предельно высокие значения плотности дислокаций могут существенно влиять на электронный структурный уровень (путем изменения средних по объему значений СВАСК d ) у элементов всех подгрупп, кроме 5A(V, Nb, Та), 6A(Cr, Mo, W) и 7А(Мп, Тс, Re). Для d-металлов указанных подгрупп электронный и дислокационный уровни можно считать относительно независимыми,' каждый из которых контролирует определенную группу свойств. У остальных d-металлов, имеющих СВАСК d <65% (к ним относятся Ti, Fe, Со, Ni, Си, Zn, Pd, Ag, Cd, Hf, Pt, Au и др.), при высоких плотностях дислокаций мезоуровень дефектов становится доминирующим структурным уровнем описания, поскольку дислокации существенно влияют на средне статистическое распределение локализованных электронов в .конфигурационном спектре. Причем, для Ni, например, влияние дислокаций начинает сказываться уже при значениях р >

1,2-Ю10см"2, а для Fer при р г: 1,25Ю11см'2 (такие плотности дислокаций как раз и характерны для БС).

Таким образом, уровень субструктуры видится как наиболее адекватный для моделирования физической природы БС.

4. СТРУКТУРНЫЙ КРИТЕРИЙ КОРРОЗИОННОЙ СТОЙКОСТИ "БЕЛЫХ СЛОЕВ" (КОЛИЧЕСТВЕННАЯ ОЦЕНКА ИХ СУБСТРУКТУРЫ)

Структура БС получила свое название благодаря особенностям травления, но до сих пор в научной литературе не было предложено четких количественных критериев того, что же следует понимать под "белым слоем". Поэтому в настоящей главе сделана попытка ответить на вопрос: какие структурные особенности белого слоя обуславливают его высокую коррозионную стойкость при металлографическом травлении?

Процесс травления выявляет микроструктурную неоднородность сплава при оптическом микроскопическом исследовании. Несмотря на низкую травимость, структура БС не является гомогенной. Локально напряженные участки в виде границ и субграниц, скоплений дислокацян* или точечных дефектов, неравномерности внутренних напряжений всегда присутствуют в любом реальном кристаллическом (неаморфном) металле. Такие участки представляют собой флуктуации анодных и катодных областей, а значит, являются микрогальваническими элементами и подчиняются законам электрохимической коррозии. Задача состоит р том, чтобы от электрохимических условий травимости перейти к ее структурным критериям.

В диссертации эта задача решена на основе термодинамического анализа процесса взаимодействия химического реактива с металлом в месте выхода структурного дефекта на поверхность. Движущая сила этого процесса представляет собой работу внешних электрохимических сил по формированию и изменению объема канавки травления в месте выхода дефекта, а сдерживающая сила является работой по образованию новой поверхности - поверхности канавки. Термодинамический барьер гомогенного процесса травления (развитие канавки травления) удалось выразить через критическое значение угла канавки Ф*, начиная с которого (в сторону уменьшения Ф) процесс травления будет иметь термодинамический стимул. В интервале же ф^ф^ 180° образование канавки травления термодинамически невозможно:

где г-валентность металла; Р=96485,3 Кл/моль - число Фарадея; р и м -плотность и мольная масса металла, кг/м3 и кг/моль; Е - электродвижущая сила микрогальванического элемента (для оценочных расчетов - разность стандартных электродных потенциалов деполяризатора, которым при травлении чаще всего бывают Н*, Ог, Н2О2, СЬ, и металла), В; -

(1)

поверхностная энергия металла, мДж/м2; h=2rt(\jU^ -1)-глубина

канавки травления [м], здесь га-атомный радиус металла [м], U83- энергия металлической связи в кристалле [кДж/моль].

В реальном сплаве травление имеет гетерогенный характер - оно развивает канавку, существующую в месте выхода дефекта на поверхность. Для изотропного случая (симметричная канавка с сечением равнобедренного треугольника) угол существующей канавки определяется величиной wss -удельной энергии дефекта:

Ф = 2-arccos (wss / 2ws) (2)

Таким образом, в полученных выражениях связанными оказываются электрохимические параметры травления и структурная (субструктурная) характеристика wss, то есть удалось получить несложный и вполне адекватный критерий коррозионной стойкости сплава, имеющий количественное выражение как струюурная характеристика.

Изотропный случай симметричной канавки характерен для таких дефектов, как скопления точечных дефектов, одиночные дислокации, малоугловые дислокационные границы, двойники, границы зерен с высокой обратной плотностью совпадающих узлов или границы зерен с высокими значениями миллеровских индексов, образующих определенные ориентационные соотношения, а также для дефектов упаковки относительно простой конфигурации со средней и высокой энергией дефекта. Анизотропная канавка (этот случай также рассмотрен в диссертации) формируется при выходе на поверхность металла межфазных или межзеренных границ с высокой разориентгцией решеток, то есть для дефектов с весьма низкой когерентностью и высокими значениями wss

Оценочные расчеты показывают, что для Fe-C-сллавов значением критического угла будет Ф, =174,02°. Такому значению угла Ф соответствует дефект с энергией wss*200Mflw/M2. Подобную энергию имеют, в частности, дислокационные границы с углом разориентировки «5°: близкое значение имеет межфазная граница мартенсита и остаточного аустенита; энергия границ двойников 190мДж/м2. Границы же зерен в феррите и аустените, а также границы пластин феррита и цементита в перлите, которые всегда достаточно легко поддаются травлению, имеют значения wss соответственно 800, 770 и-745 мДж/м2. Поэтому высокая коррозионная стойкость БС связана с низкой плотностью энергии дефектов и может быть теперь оценена количественно: например,-в нелегированных Fe-C-сплавах'при использовании простых ¿стандартных травителей структура будет "белым слоем" в том случае, если она не содержит дефекты кристаллического строения с плотностью энергии ¿200 мДж/м2.

5. ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ АСПЕКТЫ ФОРМИРОВАНИЯ АТОМ-ВАКАНСИОННЫХ СОСТОЯНИЙ ПРИ ОБРАЗОВАНИИ БС.

БС всегда возникает в условиях действия сильного внешнего поля -силового (механического воздействия при трении, деформации, взрыве), теплового (сварка, лазерная обработка), электромагнитного (обработка ТВЧ

электроискровая или электроимпульсная обработка) - или в условиях облучения высокоэнергетическими пучками частиц (электроннолучевая или ионно-плазменная обработка). Такое воздействие на поверхность металла приводит к возникновению в поверхностном слое градиентов температур w (или) напряжений.

Воздействие сильных внешних полей, как правило, вызывает в кристаллах структурные и (или) фазовые переходы. Приближение к такому состоянию всегда сопровождается потерей устойчивости решётки и возникновением локальных сдвигонеустойчивых возбуждённых областей (дефектов), находящихся в динамическом равновесии с окружающей и* кристаллической средой. В поведении реальных кристаллов та.':о«у двухфазному состоянию современная физика металлов отбодит фундаментальную роль, называя его атом-вакансионным и принципиально отличая его всех других известных состояний твёрдого тела.

Атом-вакансионное состояние (ABC) металла является всегда макроскопическим и неравновесным. Дефектная фаза атом-вакансиоккых состояний характеризуется нелинейными эффектами и низкой энергией образования дефектов.

В процессе формирования «термических» БС (при воздействии КПО на поверхность металла) прогретый слой, в котором сущостаует температурный градиент, полностью удовлетворяет всем перечисленным признакам ABC. В период нагрева здесь идёт формирование АПС. По достижению максимальной температуры нагрева Тз формирование ABC завершается и в этот момент ABC устойчиво. Когда температура начинает падать, появляется пересыщение вакансиями Cv/Cv и возникает неустойчивость ABC. Поэтому можно считать, что такое ABC является исходным для последующей реализации различных структурных состояний в слое.

В работе проведен термодинамический анализ изменения химических потенциалов вакансий \iy при охлаждении в неравномерно прогретом слое металла, который показывает, что в любом реальном процессе охлаждения (с конечными скоростями охлаждения) в прогретом слое будет существовать вакансионный поток.

ABC в слое всегда будет характеризоваться конденсацией дефектной фазы в виде потока вакансий. А динамическое равновесие устанавливается, когда поток вакансий компенсируется переползанием дислокаций. Поток вакансий в прогретом слое определяет термодинамическую силу Fv вакансионно-дислокационного взаимодействия (ВДВ) и динамику неконсервативного движения дислокаций:

Для действия силы Ру возможно ограничение путём чрезмерно быстрого охлаждения. Такая ситуация наблюдается, когда пересыщение вакансиями "замораживается", а не реализуется в виде потока. В этом

С\

\

(3)

случав происходит "фиксация" ABC без динамического взаимодействия дефектной фазы с дислокациями.

В работе проведено подробное термодинамическое исследование условий "фиксации" ABC при охлаждении по экспоненциальному закону. Этот закон достаточно хорошо аппроксимирует реальные температурные кривые при высоких и сверхвысоких скоростях нагрева и охлаждения:

f-^H») w

где То -температура, до которой охлаждается образец; р -константа охлаждения, с" (в приложении приведены значения р, полученные на базе экспериментальных данных для различных видов обработки, например, при ЛО р=462...1540 с"1; при ТВЧ с КМП р=6...11 с1; при объемной закалке р=0.5...0.6 с"1 ).

Для того, чтобы произошла фиксация ABC, необходимо, чтобы, вакансия не успела дойти до стока, то есть чтобы путь вакансий в процессе охлаждения не превышал половины расстояния между стоками (дислокациями, границами зерен). Тогда критическое (минимальное) значение скорости охлаждения Др. для фиксации ABC будет следующим:

fi^jn =4р0ср.,пЪ° (5)

' 1

где р -плотность дислокаций, м"2; DyP' -средний коэффициент диффузии

вакансий в интервале температур J® . мгк

Оценки величины Др. для Fe-C-сплавов показали, что для реальных сталей она должна быть йе ниже -2500 с"1. На практике это невозможно, так как значения р при воздействии КПЭ вряд ли могут превысить предел в 1500 с Аналогичный результат (невозможность фиксации ABC) получен и на основе совместного решения дифференциальных уравнений, описывающих процессы изменения температуры, образования и миграций вакансий в дефектной (дислокационной) среде.

В главе рассмотрено также гетерогенное образование ABC - вокруг полностью, частично и некогерентных включений.

Наиболее интересен случай некогерентных включений, поскольку БС часто наблюдается вокруг графитных включений в чугуне при нагреве ТВЧ. Графит является типичным примером некогерентного включения в металлической матрице. Такие включения характерны отсутствием упругих искажений на границе с матрицей и по сути дела эти границы представляют собой внутреннюю свободную поверхность. Число связей у атомов граничного слоя вдвое меньше, чем у атомов в объеме матрицы, поэтому энергия образования вакансии в граничном слое Efg обычно принимается вдвое меньше энергии образования вакансии в объеме Efv:

EU2Ef <б>

Тогда условием возникновения потока вакансий от границы некогерентным включением э объем матрицы будет выражение:

Фу

>EV-EG F F

(7)

V- а

а минимальное значение этой силы дает выражение, которое позволяет рассчитывать скорость охлаждения р в температурном интервале Т3-Т1 (или Тз-Т< для заданной р), превышение которой создает условия дня формирования БС вокруг некогерентного включения независимо от того, образуется БС в объеме всего образца или нет:

-Г,

af/3

T3-T,+T0-ln-

т3-т0 т,-т0

Í8Í

с

где а-межатомное расстояние, м; (-коэффициент коррелированное™ вакансионных скачков для практических расчетов СН/3'' - ср. коэа'гф. диффузии вакансий в температурном интервале Т3-Т1, а в качестве Су и Су° можно принимать:

Cv=ехр

кТ,

С°=ехр

К

кТ,

DT^j^prdT

'3 ~Ч т,

Оценочные расчеты для метода индукционной закалки чугуна, при котором наблюдается возникновение БС вокруг графитных включений, показали, что некогерентное включение становится источником вакансий и вакансионное пересыщение вокруг включения может возрастать на насколько порядков. Характерной особенностью здесь является то, что нагрев и охлаждение ведутся с относительно невысокой скоростью: охлаждение "в массу металла", скорость охлаждения ниже критической Vowv«150° С/с и матрица не имеет мартенситной структуры, однако БС вокруг графитного включения имеет твёрдость мартекситного уровня.

Проведённый в главе анализ показал, что:

1). при зарождении ABC в прогретом поверхностном слое метала практически при любых условиях охлаждения будет формироваться вакансионный поток в направлении температурного градиента;

2). в реальных Fe-C-сллавах фиксация ABC маловероятна (а при образовании кристаллических БС под воздействием КПЭ - невозможна) и вакансионный поток приводит к неконсервативному движению дислокаций -включению вакансионно-дислокационного механизма взаимодействий (ВДВ);

3). некогерентные включения являются потенциальным генератором дополнительного вакансионного потока, способного к развитию ВДВ и фомированию локального БС вокруг включения.

Итак, достигнутое при нагреве ABC в процессе охлаждения будет «запускать» в действие вакансионно-дислокационный механизм, отжигающий вакансии и неконсервативно трансформирующий дислокационную субструктуру сплава таким образом, что на её основе возникает БС. Этот результат наиболее важен в практическом отношении, так как даёт основание в дальнейшем рассматривать особенности структуры БС как последствия функционирования ВДВ.

е. ВАКАНСИОННО-ДИСЛОКАЦИОННЫЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ (ВДВ) ПРИ

. Анализ показывает, что начальная стадия ВДВ, является работой источника Бардина-Херринга, характеризующегося относительно постоянной кривизной движущегося, фронта дислокации с большим' радиусом. Получено условие инициации источника:

где ц-модуль сдвига; Ь-вектср Бюргерса; у-коэффициент Пуассона.

Для выполнения условия (9) необходимы относительно небольшие вакансионные пересыщения в сравнении с теми, которые достигаются даже при обычной объёмной закалке (Су/Су0 ~ 103...104):

ОБРАЗОВАНИИ БС.

О)

С»

Источник Бардина-Херринга: неконсервативное движение дислокации между точками закрепления А и В (вверху) и минимальное вакансионное пересыщение, необходимое для "запуска" источника в процессе охлаждения:

Рис.1.

С

.о V

1-р=108 см'2 (ЦЬ=4000);

2-р=10юсм г (Ub=400);

3-р=1011 см2 (Ub=127): 4 - р=1012 см'2 (Ub=40).

+4 I I I I I I II I I I I

О 200 <Ю0 600 800 1000 1500 1400 Г,°С

Анализом также показано, что закрепление дислокаций атмосферами примесных атомов на работу ВДВ при температурах выше ~0,5-Тпл. существенного влияния оказывать не будет, а также что при нагреве до достаточно высоких температур создаются все условия для последующей диссоциации (исчезновения) малоугловых границ при работе ВДВ в процессе охлаждения. Получено выражение

ц-Ь30

1п

еа

C°v 4-я{1-у}кТ' 2кв

(10)

которое показывает (рис.2): какого пересыщения вакансиями необходимо достичь в процессе охлаждения до температуры 7, чтобы инициировать процесс «рассыпания» (диссоциации) малоугловых дислокационных границ с углом разориентации в, причем тип границы учитывается параметром а •

к-1 8 С

200°С

600°С

looiit

Рис.2. Зависимости пересыщения вакансиями, необходимого для "рассыпания"

малоугловых границ в вакансионном пот оке, от угла наклона границ.

О

10 15

в, град.

Главным вопросом исследования настоящей главы диссертации является изучение кинетики неравновесных ВДВ.

Известно, что частицы, движущиеся в потоке с одинаковыми скоростями, под действием градиента напряжений могут ускоряться. С этой точки зрения был проанализирован процесс изменения энергии упругого взаимодействия движущейся вакансии с дислокацией, который характеризует упругую силу, действующую на вакансию со стороны поля напряжений дислокации. Числено она равна гидростатическому напряжению Стп. Были найдены выражения для градиента ст», в зависимости от радиуса кривизны дислокационной линии:

grada; =

grada;=-h

D+E В 2kD2

< O+E

В

2-Е1

- при положительной кривизне параболы; здесь

- при отрицательной кривизне параболы; здесь

где D(k) - полный эллиптический интеграл с модулем k = ^]R/(R+x) '■ D-(K-

-Е)АС — здесь К и Е- полные эллиптические интегралы соответственно 1

и 2 рода, причем, у Е модуль k=J(R-x)/R при x<R ; 13-1+У

3-я 1-v '

Величина к характеризует радиус кривизны дислокации: чем меньше к, тем меньше радиус. Максимальное значение радиус принимает для прямой дислокационной линии в этом случая к =1.

Графическое представление зависимости gradah от модуля к дано на рис.3. Полученные кривые характеризуют исключительно влияние кривизны дислокационной линии на gradcrh и не зависят от материала и типа дислокации:

* *

i^Yfí' ÍKrtMMetKertV

.У.

4

V

х &

5

I

6

\ V® \ 5 i к 8

ч 8

"Л

—-2

О

1,0

0,2 0,4 0,6 0,8 к

Рис.3. Схема к расчету взаимодействий точечных дефектов с линией дислокации при ВДВ и зависимость градиента гидростатических напряжений от геометрических параметров дислокационной линии: при положительной кривизне (6) х/Я=к~2-1;

при отрицательной кривизне (х<й) х/Я^Ы?

При положительной кривизне уменьшение радиуса ведет к резкому возрастанию градиента гидростатических напряжений, что увеличивает притяжение вакансий и способствует росту скорости переползания этого участка дислокации. То есть эта ветвь графика является неустойчивой и любые флуктуации кривизны дислокационной линии (например, в виде ступенек от взаимодействия с вакансиями) будут расти. В результате будет происходить вытягивание и "заострение" дислокационной линии в направлении, обратном направлению потока вакансий.

Существование двух ветвей - устойчивой .и неустойчивой -характеризует рис.3, как бифуркационную диаграмму. Неустойчивый путь выбирается системой в условиях существенного отклонения от

равновесия. В данном случае роль отклоняющего фактора выполняет вакансионный поток при работе ВДВ.

Таким образом, кинетика ВДВ в условиях обработки КПЭ имеет важную особенность: начальный этап аналогичен работе источника Бардина-Херринга, когда, преодолевая линейное натяжение дислокации, вакансионный поток выгибает дислокационную линию в виде дуги между точками закрепления; при этом линия дислокации в экстрзплоскости приобретает положительную кривизну; в дальнейшем поливакансионньп комплексы и одиночные вакансии, взаимодействуя в потоке с линиои дислокации, делают фронт ее движения неустойчивым и участки с меньшим радиусом кривизны движутся быстрее остальных. В результата закрепленный участок дислокации из дугообразного переходит а параболический, вытягиваясь в направлении, обратном потоку вакансий, при этом радиус параболы во время движения уменьшается. Эволюция дислокационной линии при ВДВ будет выглядеть, как на рис.4.

Рис.4. Эволюция дислокационной линии я потоке вакансий от дугообразной к дипольной (сит? вверх); стрелками показана интенсивность притяжения вакансий под действием дгв4 <зы А и В - точки закрепления дислокации.

При достаточно интенсивной и длительной работе ВДВ морфология дислокационной линии будет напоминать ряд диполей. Терминологически наиболее точное определение такой дислокационной структуры - квазидипольная. В работе показано, что квазидипольная конфигурация устойчива (то есть не может релаксировать или изменить свой радиус кривизны в сторону

увеличения), если в процессе работы ВДВ ее параметр Х~2Л превысит критическое значение =7. где г-высотч петли диполя над линией

АВ=1.

В заключительной части главы получено полное описание кинетики ВДВ в виде автономной системы дифференциальных уравнений первого порядка, решения которой найдены и исследованы в плоских фазовых пространствах с попарной комбинацией компонент Т, Су, р.

Одно из частных решений этой системы приведено на рис.5. Откуда следует, что в углеродистых сталях квазидипольная дислокационная структура (х>1) при воздействии КПЭ формируется при темпоратурпх,

Рис.5. Расчетные зависимости изменения параметра плотности дислокаций к от температуры и концентрации вакансий при охлаждении для Ре-С-сплавов:

1- %С=0...1.2, Т,=Тт;

2- %С=0, Т,=1339°С;

3- %С=1, Т,=1200°С;

4- %С=0.4, Т,=1000СС.

значительно превыиакздих точку Мн. Удалось получить количественное выражение для этой температуры (рисб):

где

,(-к)=0.125-ут;{0-2У+16-ЕиТ,/к -Т,(<Э-2)]

(11)

СЫл

а -у0-к-Т3 11-01"-Е,

Уо = 10 с" -средняя частота вакансионных скачков; Ем - энергия миграции вакансии; к-постоянная Больцмана.

10'

10

-I

10

-9

интервалы

реальных

пл. значений у

г\ *

импульсная

/¿у лазерная

обработка

детонационное

упрочнение

индукционная

обработка

сКМП

1600

Т3,°с

Рис.6. Зависимости температуры Ткр образования устойчивой дипольной конфигурации дислокаций при ВДВ (для значений параметра х=1 и 4) от содержания углерода в Ре-С-сплавах при различных температурах начала охлаждения Т3.

Рис.7. Безразмерная скорость охла)Кдения у в интервале Т3-Т,р, необходимая для получения устойчивой дипольной конфигурации дислокаций при ВДВ в Ре-С-сплавах (в зависимости от Т3 и %С)

Введение приведенной скорости охлаждения у позволило поставить в соответствие расчетным параметрам эмпирические данные по формированию "термических БС" (рис.7):

р А1 4-0? . Т,

/=—--= г -/я-=т (12)'

У0 а а Т

где /^-изменение высоты петли квазидиполя при ВДВ, связанное с плотностью дислокаций (как с исходной ро, так и с формирующейся р).

В заключении главы представлена широкая подборка металлографических данных, иллюстрирующая склонность сталей разного типа к формированию БС при импульсной ЛО. Из этих данных и аналитических материалов главы следует, что решающим фактором для образования БС являются субструктурные механизмы (ВДВ), а химический состав выполняет лишь регулирующую функцию, ускоряя или замедляя процессы через величину Оз43 (средний интегральный коэффициент атомной диффузии, расчитываемый с учетом эффекта Киркендалла).

Ценность полученных в главе 6 результатов заключается в открытки и количественном описании того факта, что ВДВ в состоянии сформировать специфическую квазидипольную дислокационную структуру в сплгша до начала метастабильного фазового перехода. Как показано далее (глава 0), это изменяет характер самого фазового перехода и приводит к появлению особенностей структуры и свойств БС.

7. ДИНАМИКА ВДВ ПРИ ОБРАБОТКЕ ПОВЕРХНОСТИ МЕТАЛЛА КОНЦЕНТРИРОВАННЫМИ ПОТОКАМИ ЭНЕРГИИ.

В самом общем виде механизм ВДВ можно выразить в форме дифференциальных уравнений, связывающих относительные скорости

изменения пересыщения вакансиями в момент 1 - х(Ц и плотность дислокаций в момент I - у(0, называемые в динамике коэффициентами прироста х и у.

'—- _ п

Р У где а, р, у > 0 - коэффициенты.

(13)

г-

Под динамической системой понимается любая система, независимо от её природы (физическая, химическая, биологическая и др.), которая может быть выражена в какой-либо математической форме (обыкновенных дифф.уравнений, дифф.уравнений в частных производных или в форме отображений), поэтому, записав ВДВ в виде (13), мы переводим их в класс динамических систем и можем исследовать по законам динамического анализа. Далее используется однопараметрический одношаговый численный метод дискретизации • метод Эйлера, который переводит систему (13) в систему дискретных отображений:

где л -параметр, эквивалентный

1/(иСхл).

Полученная система подвергнута качественному (а=р=у=1) численному анализу с помощью компьютерных итераций: исследованы аттракторы и комплексные границы, динамика поведения точек на осях, проведен анализ отображений на диссипативность, рассмотрена структура траекторий в трехмерном фазовом пространстве и их исследование методом сечений Пуанкаре. Кроме того, намечены пути количественного динамического анализа: коэффициентам а,р,у и параметру Л поставлены в соответствие конкретные физические величины на основе кинетического анализа ВДВ, проведенного в главе 6.

К наиболее интересным результатам качественного динамического анализа следует отнэсти:

1. Показано, что диссипативные возможности ВДВ с рсстом скорости охлаждения (уменьшение параметра Л при Л<1) значительно возрастают, что на физическом уровне означает существование более мощных вакансионных потоков и более интенсивное движение дислокаций (в этой главе в понятие диссипативности вкладывается математический смысл: отображение называется диссипативным, если оно приводит к сжатию объема в фазовом пространстве; в отличие от консервативных систем, в которых объем сохраняется).

2. Определена структура фазового пространства (рис.8):

Г>=1.0

(1=0.5

(1=02

1

1 л

3

10

1

\ ч 2> И

у С

20

Рис.8. "Структура" фазового пространства (х,у) для различных значений параметра Л.

В области 1 ВДВ невозможны (траектории расходятся). В области 2 ВДВ наиболее интенсивны и приводят к образованию устойчивой дислокационной структуры (траек-тории-сходящиеся пространственные спирали). В облас-

ти 3 - относительно низкая интенсивность ВДВ при небольшом отклонении, от равновесия (фазовые траектории - сходящиеся плоские спирали). Диссипативная область заключена между пунктирными линиями.

3. Наиболее важным и интересным результатом итераций следует считать то, что при любых начальных условиях (х0,у0) из области 2 рис.8 все траектории сходятся к одной и той же притягивающей точке (х5,у5), где всегда х5=0 , а 2 / Ь -1. Причем, это наблюдается только при Ь<1 (рис.9):

Рис.9. Пример распределения итерационных значений Уш по сечению области начальных значении (Хо.Уо) для сходящихся траекторий (области 2 и 3 на рис.8) при числе итераций 100.

Физический смысл полученного результата итераций, по-видимому, заключается в сажь организации дислокаций в опре-г. деленную структуру или опреде-

ленную конфигурацию (например, квазидипольную), приобретаемую при существенно неравновесных ВДВ и отвечающую определенному уровню плотности дислокаций у8. Примечательно, что такой результат получен в однопараметрическом режиме (11), то есть самоорганизация дислокационной структуры возможна при исключительно термическом воздействии, что поддерживает гипотезу о существовании чисто "термических" БС.

Таким образом, динамическим анализом установлено, что с усилением неравновесности в поверхностном слое металла под действием КПЭ вакансионно-дислокационные взаимодействия приводят к достаточно строго определенному значению "количества" дислокаций у5 для целого множества начальных значений "количества" дислокаций у0 и вакансионного пересыщения х0. Величина у5 определяется исключительно условиями теплоотвода Ь. С повышением интенсивности теплоотвода (Ь-+0) у» возрастает, а множество (х0,у0), для которых ВДВ приводят к у5 , также увеличивается. При этом х0 в результате ВДВ всегда релаксирует к 0 (х,=0). Отсюда следует главный результат динамического анализа ВДВ:

в условиях неравновесности ВДВ является механизмом диссипации энергии (поскольку у5 всегда лежит в диссипативной области), приводящим к самоорганизации дислокационной структуры (с фиксированным для данных условий теплоотвода уровнем "количества" дислокаций у^; причем, с усилением теплоотвода вероятность достижения у5 при ВДВ возрастает (поскольку область начальных значений (х0,у0), приводящих к у, , увеличивается).

В заключении главы 7 представлены данные трансмиссионной электронной микроскопии сталей 08кп и 08Х18Н10, обработанных импульсным ЛО по режимам, обеспечивающим образование БС, которые однозначно показали существенное изменение морфологии дислокационных конфигураций. Полученные конфигурации отличаются упорядоченностью, характерной для квазидипольной морфологии. Поэтому есть все основания полагать, что установленный кинетическим (глава 6) и динамическим (глава 7) анализом акт самоорганизации дислокационной структуры имеет экспериментальное основание и становится причиной нетривиальных фазовых превращений в сталях при образовании БС. Эти превращения рассматриваются в следующей главе.

8. ДИСЛОКАЦИОННЫЕ МЕХАНИЗМЫ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПРИ ФОРМИРОВАНИИ "БЕЛОГО СЛОЯ".

Исследованные механизмы ВДВ носят достаточно универсальный характер, о превращениях этого сказать нельзя - они всегда связаны с определенным типом сплава. Поэтому, в отличие от предыдущих разделов, в этой главе рассматривается конкретный материал - образование БС в углеродистых сталях.

Как известно, они обладают относительно высокой энергией дефекта упаковки (ЭДУ), которая, впрочем, может резко снижаться с падением температуры. Это предполагает протекание ВДВ в аустените с участием только полных дислокаций. Однако после того, как квазидипольная конфигурация дислокаций сформирована (а точка Мн еще не достигнута), при быстром охлаждении создаются условия для расщепления (диссоциации) полных дислокаций.

В работе проведен подробный кристаллографический анализ возможных дислокационных конфигураций, формирующихся в аустените при ВДВ и имеющих в качестве независимого структурного элемента квазидиполь. Показано, что возможны только три варианта таких конфигураций, наиболее вероятным из которых является система параллельных квазидиполей (что и обнаруживается при трансмиссионной электронной микроскопии фолы). Показано также, что в силу неустойчивого взаимного расположения параллельных участков петли квазидиполя по мере их сближения при ВДВ и росте напряжений в вершине квазидиполя на фоне падающей температуры, наиболее вероятный (наименее энергоемкий) механизм эволюции квазидиполя - расщепление его в вершине петли при взаимодействии параллельных участков по реакции (в системе обозначений Н.Томпсона)."

\АС=Ар+рз+8С -диссоциация полных

(15) \АС=А8+д/3+ВС дислокаций квазидиполя

I----с эффектом Ломера-

АС+АС={А0+№)фЯ+#р)+{Аб+<5С) Коттрелла приводит не только к уменьшению собственной энергии каждой дислокации, но и изменяет конфигурацию квазидиполя в сторону увеличения конфигурационной устойчивости (за счет появления краевого диполя

вершинных дислокаций Р5 и 5р с противоположно направленными векторами Бюргерса). Энергетически выгодным оказывается дальнейшее изменение полученной конфигурации - диссоциация диполя вершинных дислокаций (р8+5р), например, в плоскости (с)= (ТТ?) по реакциям:

или в обычной

(16) ^ 5 ? системе

обозначений:

PS^DB=1-Dr+1-)B

¡M-

01 1

18 1 18 1 18 5 18 J

что дает четыре одинаковых частичных дислокации а (112)у с попарно

разнонаправленными векторами Бюргерса в одной плоскости (с). Эта. система самопроизвольно трансформируется в петлю из двух таких дислокаций в той же плоскости, которая (петля) будет увеличиваться с понижением температуры.

Весь цикл последовательных стадий диссоциации вершины квазидиполя представлен на рис.10:

В^ЛНСИ»«,'»« Г С'ОК

б.

Рис. 10.

Последовательные стадии (а, б, в,) диссоциации вершины квазидиполя полной дислокации с вектором

Бюргерса /ю=|[(НГ]/

в аустоните (заштрихованные поверхности - дефекты упаковки; угол между плоскостями (сУа (д) -70.54 е).

Таким образом, особенностью дислокационной структуры переохлажденного углеродистого аустенита в районе точки при образовании БС является существование в вершине квазидиполя расширяющихся петель частичных дислокаций типа а ^ 1.

. В теории мартенситных превращений Ю.Н.Петровым показано, что образование петли достаточно для зарождения и развития

мартенситного кристалла. При этом образующийся зародыш кристаллографически отличается от классической модели зародыша из полных дислокаций.

С учетом этих отличий в работе сделан кристаллографический анализ морфологических особенностей мартенсита БС.

1. Расчет плотности энергии межфазных границ аустенит-мартенсит, как полукогерентных дислокационных границ кручения, показал, что граница А-М, состоящая из полных дислокаций, имеет значения 218...272 мДж/м . Это превышает структурный критерий коррозионной стойкости БС для Ре-С-сплавов (см. гл.4) и кристаллы такого мартенсита не могут составлять структуру БС, так как будут обладать травимостью (хотя и довольно низкой). Если же граница А-М состоит из частичных дислокаций а (112}у • то

энергия имеет значения 43...85 мДж/м2, что существенно ниже структурного критерия для Яе-С-сплавов (-200 мДж/м2). Следовательно, такая граница мартенситных кристаллов при стандартном травлении выявляться не будет, оставаясь "белым слоем".

2. Установлено, что мартенсит, образованный на частичных дислокациях с плоскостями залегания петель (111)А) должен иметь

набор плоскостей габитуса (112)А- (225)а> (259>а, основным из которых является габитус (112)А, имеющий с плоскостью залегания петель наименьший угол. Это согласуется с экспериментальными исследованиями (см. гл.9), а также с эмпирическими данными о том, что при обработке Ре-С-сплавов КПЭ (особенно в импульсном режиме) дисперсность структуры всегда увеличивается, в том числе - мартенсита. Это общая тенденция в условиях увеличения скорости охлаждения. Она касается и БС, а поскольку угол габитуса определяет толщину мартенситных кристаллов, то при тенденции к уменьшению размеров структурных элементов при формировании БС угол габитуса также будет стремится к минимуму.

3. Показано, что расположение дислокаций несоответствия в мартенсите БС и объемной закалки существенно отличается: дислокации несоответствия в мартенсите объемной ТО образуют относительно устойчивую конфигурацию, подобную малоугловым границам кручения; дислокации несоответствия в мартенсите БС системы не образуют - "они представляют собой совокупность одиночных винтовых дислокаций. Такая дислокационная конфигурация, по-видимому, обладает большей

неустойчивостью и при внешнем воздействии (давление, нагрев) будет больше склонна к образованию низкоэнергетических конфигураций типа малоугловых границ или полос. Однако общая плотность дислокаций в мартенсите БС оказывается выше примерно в 1,4 раза (определено по точкам выхода дислокаций в плоскости (111)м).

Исследования настоящей главы дают основания полагать, что ВДВ должны приводить к мартенситной структуре в БС. определенным образом ориентированной: кристаллы мартенсита (по крайней мере те, что

образуются первыми) должны быть ориентированы под углами ~70° или

-110° к поверхности (в предположении, что взкансионный поток перпендикулярен поверхности). Это относится к тем кристаллам, которые формируются на базе квазидиполей (рис.11). Такие кристаллы должны возникать в аустените первыми, они будут более протяженными, чем остальные, и, по всей видимости, могут составлять достаточно обширные пакеты из параллельных кристаллов (или, что менее вероятно в условиях

сверхскоростного охлаждения, разориентированных на 39° или 141° по отношению друг к другу).

-след габитуса (112)

дислокационные

в плоскостях (111)

[111]

след плоскости №(111)а

спед плоскости _. квазидилсгя (111)

Рис, 11. Вид мартенситного кристалла abed и квазидиполя be в направлении ВА= 7о\ц (см.рис. 10), М-первая

18\ и превращения А-

>М.

Мартенситная структура БС будет зависеть от исходной конфигурации дислокаций в аустените (сложившейся к началу процесса охлаждения). Пакетная структура

мартенсита, о которой говорилось выше, будет складываться в том случае, если исходные дислокации параллельны и принадлежат к одной системе скольжения, что более характерно для малоуглеродистого мартенсита. При исходной тетраэдричесхой сетке (то есть при большом количестве систем скольжения) или клубковой дислокационной конфигурации образование мартенситных пакетов малоророятно, поскольку плоскости коазидиполей будут разерентироозны друг по отношению г. другу

на произвольные углы. Такая картина больше характерна для высокоуглеродистого мартенсита БС, где кристаллы могут быть сильно разориентированы по отношению друг к другу, но с сохранением ориентации каждого кристалла к поверхности под углами -70° или ~110°.

9. ТОНКОЕ СТРОЕНИЕ "ТЕРМИЧЕСКИХ БЕЛЫХ СЛОЕВ".

В разделе приводятся данные экспериментальных исследований структуры "термических" БС, проведенных дифракционными методами (дифракция рентгеновских лучей и электронных пучков) и методами трансмиссионной электронной микроскопии.

Рентгеностпуктуоный анализ БС. Исследовались образцы сталей У8, 7X8, 7X18 и У10. Образцы первых трех марок подвергались лазерной обработке, образцы стали У10 -термоупрочнению при нагреве ТВЧ с КМП.

Обнаружены следующие качественные тенденции: а), по мере увеличения плотности мощности КПЗ склонность стали к формированию бинарной аустенито-мартенситной структуры становится все

180 150 140 1М 100 во

\ во

к «3

и

* 20

(110JM

(111)А

ЮТМ

(311W

(211)М

(20С)М

♦У4*^**,

!lll:l¿iJl íI.LiJJíI I.WLIIII'K!''!!

lili

i i i i i i i i i i м i i i i i « t I

»s ao «s во

5S

7(4 ГПЯЯ

Рис 12. Рентгенограммы обризцов стали У8 после объемной (1) и лазерной (2-4) термообработки: 1-основной металл (Е=0); 2-структура лазерного БС при Е=12Дж; 3-фрагментированная структура лазерной обработки с Е= 17Дж, 4-лазерная закалка с оплавлением при Е=25Дж (Е-знергия лазерного луча в импульсе).

более выраженной; об этом свидетельствует одновременное увеличение интенсивности практически всех пиков мартенсита и аустенита;

б), с появлением оплавления намечается тенденция к диссоциации мартенсита и аустенита по углероду - мартенсит обедняется, а аустенит обогащается углеродом;

в), структура БС дает наиболее "замытые" пики мартенсита, особенно (211)М, и близкие по интенсивности (причем, четко разрешающиеся) пики (110)М и (111)А, которые отвечают соотношению Курдюмова-Закса.

Количественный анализ рентгенограмм показал, что содержание углерода в мартенсите и аустените при ЛО с оплавлением отличается в »1.5 раза. Что свидетельствует о возможности гиперскоростного массопереноса углерода при появлении жидкой фазы. Параметры решеток таких фаз (А и М) могут сильно отличаться, а значит границы между ними не могут быть когерентными, имеют высокую энергию и должны хорошо выявляться при травлении. То есть металлографически такие структуры н^ могут давать БС, а проявляются в виде дендритов или фрагментов зерен.

В БС, полученном без оплавления, такого расхождения по углероду не обнаруживается и его содержание в мартенсите и аустените бывает-практически одинаковым (в пределах погрешности), соответствующим среднему содержанию в сплаве. Аналогичная картина наблюдается при образовании ЕС другими технологическими способами. Таким образом, при формировании БС различными способами перераспределения углерода не наблюдается. Это означает отсутствие явлений массопереноса и косвенно подтверждает гипотезу о том, что процессы структурообразования в БС определяются субструктурными взаимодействиями дефектов кристаллического строения (например - ВДВ).

Третья из отмеченных тенденций связана с напряжениями 2-го рода, то есть с дефектной (гл.обр.-дислокационной) структурой, количественной характеристикой которых является ширина рефлекса. Характерной рентгеноструктурной особенностью БС. образующихся в высокоуглеродистых нелегированных сталях при обработке КПЭ, является

Рис 13. Значения

интегральной ширины дифракционных линий (в мрад.) образцов стали У8 с разной

поверхностной обработкой лазерным излучением (Е-энергъг, импульса).

Поскольку о напряжениях 2-го рода в рентгено-структурном .анализе обычно судят по центральным линиям (110)ТЛ и (111)А, то значительное уширение рефлекса <111)А при сохранении достаточно высокой его интенсивности свидетельствует об

аномальное уширение рефлексов (211)М и (111)А.

увеличении количества дислокаций в аустените и о возможном изменении их конфигурации. Причем, речь здесь может идти как о полных, так и о частичных дислокациях, так как расщепление происходит в плотноупакованных плоскостях {111}7. В отношении уширения линии (211)М нельзя категорически утверждать, что оно определяется дислокационной структурой, поскольку значительная тетрагональность мартенсита, вызывающая появление дублета (211)-(112), влияет и на ширину рефлекса (211)М. Однако сравнение значений В2ц БС со значениями эталонных образцов объемной закалки (без отпуска) показывает, что это уширение является аномальным, то есть вызвано не только эффектами растворения углерода в решетке Fea. В качестве дополнительного фактора уширения можно предположить существование частичных дислокаций в мартенсите, поскольку повышенное количество полных дислокаций должно было бы аномально сказываться на ширине линии отражения от плотноупакованных плоскостей {110}а , чего не наблюдалось в исследованных образцах.

Трансмиссионная электронная микроскопия БС.

Исследовали образцы сталей 08кп, 40, У8, У10А, ШХ15 и 08Х18Н10 после объемной (в качестве эталона) и импульсной лазерной ТО.

К наиболее устойчивые и интересным нетривиальным эффектам и тенденциям структурообразовзния, зафиксированным экспериментально (в диссертации приведена широкая подборка светлопольных микрофотографий и электронограмм со схемами индицирования) следует отнести:

1). изменение дислокационных конфигураций;

2). ориентированность кристаллов а-фазы;

3). их значительное измельчение по сравнению с мартенситом

объемной закалки;

4). существование в аустените тонких выделений с ориентацией

габитуса по плоскости {112}у.

Наблюдается сильная вытянутость в направлении <011>а кристаллов a-фазы после J10. В двух других измерениях они значительно мельче кристаллов объемной закалки и сравнимы с междислокационными расстояниями. Кроме того, существует единая ориентация соседних кристаллитов, но морфологически они не являются колонией или пакетом, поскольку не имеют единой границы в направлении роста.

По электронно-микроскопическим снимкам методом секущих определяли плотность дислокаций в аустените. В момент начала превращения (при его инициации в вершинах квазидиполя) плотность дислокаций в аустените должна составлять не менее 5 Ю9см"2. Поперечные размеры кристаллов мартенсита соизмеримы с междислокационными расстояниями в аустените и лежат ниже разрешающей способности светового микроскопа (0.2 мкм), что наряду с А-М-границей, состоящей из

частичных дислокаций типа не позволяет обнаружить такие

18^ ,г

кристаллы металлографически.

Изменение морфологии кристаллов а-фазы при ЛО является характерным признаком усиления неравновесности процесса структурообразования. Количественно это может быть оценено по степени фрактальности Р мартенсита. Для структур объемной закалки среднее значение О, определяемое протяженностью межфазных границ по электронным микрофотографиям,, состазило 1.589. Для структур ЛО величина О значительно возросла, составив 1.843 (предельные значения О для этой методики определения являются топологическими размерностями

йт: 1=0Т1<0<0Т2=2).

По электронограммам, полученным наложением соседних участков мартенсита и АоСТ. (имеющих общую границу), установлено, что соотношение Курдюмова-Закса выполняется и, что аустенит содержит тонкие выделения с поперечным размером порядка 50...100А с габитусной плоскостью {112}А - об этом свидетельствуют специфические стержневые тяжи на электронограмме Аост в этом направлении. Последнее вполне сортветствует начальным стадиям образования мартенсита в вершине квазидиполя.

Таким образом, трансмиссионные электронно-микроскопические исследования целым рядом прямых наблюдений и косвенных данных подтверждают многие положения анализа предыдущих глав диссертации:

- морфология и ориентация кристаллов а-фазы;

- наиболее вероятная система габитусных плоскостей;

- изменение дислокационных конфигураций в у-фазе при гипернеравновесных фазовых переходах.

10. ПРЕВРАЩЕНИЯ БОЛЬШЕУГЛОВЫХ ГРАНИЦ (ЗЁРЕН) ПРИ ОБРАЗОВАНИИ "БЕЛЫХ СЛОЕВ"

В соответствии со структурным критерием коррозионной стойкости плотность энергии в БС Ре-С-сплавов не должна превышать 200мДж/м2. Поэтому в процессе формирования БС без оплавления высокоугловые границы (зерен), энергия которых - около 800мДж/м2, должны "исчезать", перестраиваясь либо в ннзкознергетические границы с высокой степенью когерентности (с высокой плотностью совпадающих узлов), либо диссоциируя с образованием систем линейных и ротационных дефектов.

На основании этого фундаментального тезиса в диссертации предложена теория неравновесных зернсграничных превращений (рис.14). Рассматривается плоская модель границ, однако модельные параметры границ и методы их матричного описания, используемые в работе, позволяют перейти к пространственной модели без ущерба для полученных результатов и основных пысодов.

СТАДИИ И МЕХАНИЗМЫ НЕРАВНОВЕСНЫХ ЗЕРНОГРАНИЧНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ

Рис.14.

Превращения межзеренных границ, показанных на рис.14, характеризуются изменением различных параметров описания границы: фасетирование (механизм 1) изменяет положение плоскости границы в

пространстве - ф (угол вектора нормали к плоскости границы), механизм 2 изменяет угол разориентации зерен 0 на специальный 0т,, а механизмы 3 и ^ изменяют атомную конфигурацию ядра границы - то есть расположение ¿томов, которое характеризуется вектором смещения И атомов зерна 1 относительно атомов зерна 2 из положения идеального совпадения (механизм 3) и размером вакансионной полости ядра специальной границы

(механизм 4). Отсюда следует относительная автономность ■ представленных механизмов (при их жесткой иерархии). Поэтому в работе для каждого из них на основе термодинамического анализа определен свой временной (температурный) интервал, что позволило изучать каждый механизм независимо от других.

Фасетирование - наиболее известный и изученный механизм перестройки границ (оно часто наблюдается при высокотемпературной деформации в отсутствие рекристаллизации). В работе проведен его кристаллогеометрический и термодинамический анализ. Показано, что фасетирование - характерная черта структурообразования в условиях неравновесности. Оно представляет собой один из атрибутов фрактапизаиии структуры, однако фасетирование нельзя отнести к мощным диссипативным механизмам, поскольку полученные ц., эксперименте значения степени фрактальности границ О сравнительно невелики - не превышали 1,201 при 1=0п<0<0т2=2. Поэтому получить однократным фасетированием границы с энергией <200мДж/м2 невозможно.

Показано, что действие механизма аккомодации проявляется при быстром нагреве, характерном для воздействия КПЗ. Оно заключается о зернограничных ВДВ, приводящих к переползанию зернограничных дислокаций (ЗГД). Образование скоплений ЗГД "разряжается" генерированием решеточных дислокаций (РД), при этом происходит и "доворот" участка произвольной симметричной границы на угол Д9 до специального 0т|. Описанный процесс перестройки границ с генерированием РД был зафиксирован экспериментально при трансмиссионном электронно-микроскопическом исследовании аустенитной стали 08Х18Н10 после импульсной ЛО (без оплавления поверхности). При количественном описании механизма аккомодации получено (в частности) условие образования скоплений ЗГД в границе под действием вакансионного пересыщения:

С„ 0.67-мТ-111Т С° кТ(1-\>)к

(17)

где Иат - атомный радиус; г=кЬуд - расстояние между ЗГД в скоплении (в

ю |—1—--- векторах Бюргерса ЗГД);

температурная зависимость -т а-\н-—=—- модуля сдвига:

\ Та 1 Тпл. 1

\к=1 1 1 | 1 1

ч. 1 1 1 |

11

Тпп-0.5-Т-150 Тпп-300

100

$99

1100

т,"с

Рис. 15. Минимальное,. вакансион-ное пересыщение, необходимое для образования скопления ЗГД в границе (с расстояниями между ЗГД-г=кЬз*»)■

Эффективность канала диссипации достигается за счет вихревого характера процесса, сочетающего трансляционные моды линейного перемещения ЗГД и ротационную моду - разворот границы на угол Дб. Рассматриваемый участок границы является, по сути дела, диссипативным элементом структуры БС - образующаяся РД аккумулирует снижение поверхностной энергии границы в виде упругой энергии дислокации.

Превращение релаксированных границ в нерелаксированные (механизм 3 на рис.14) происходит при достаточно высоких температурах (Т20,73Тпл) в условиях интенсивной объемной активности вакансий. Оно представляет собой перестройку ядра границы в эпитаксиальную конфигурацию за счет насыщения вакансиями и при нагреве обусловлено термодинамически. Эта стадия перестройки ядер является чистым сдвигом и описывается законами линейной динамики. Механизм 3 не исчерпывает полностью процесс перестройки ядер границы, так как эпитаксиальное ядро имеет, как показано в работе, повышенную свободную энергию, а значит такая граница не может входить в состав структуры БС.

Поэтому вторая стадия изменения конфигурации ядер границы, которая была названа "охлопыванием", должна приводить к уменьшению или исчезновению вакансионной полости ядра (в процессе охлаждения при Т^0,73Тпп), что обеспечивает низкую энергию границы при высокой плотности совпадающих узлов в плоскости границы.

Механизм схлопывания в литературе не описан. Он представляет собой процесс неравновесной перестройки ядра границы в условиях резкого охлаждения от высоких температур (по типу полиморфных превращений), исключающего возможность релаксации эпитаксиального ядра специальной границы. На основе релаксационного анализа было получено выражение для значения р*", определяющее предельный закон охлаждения в интервале температур Т-То, который "разрешает" релаксацию границы. При значениях р>р1ф граница будет схлопываться: „„, 2£>|" т . Т Р = ау-кТ0-а2(т2 +1) <18>

где аУ - коэффициент, зависящий от ориентации плоскости границы; т-длина сегмента сопряженности границы в межплоскостных расстояниях (для границ зерен т=2...9). Оценки показали, что в реальных условиях для стали ркр г 9 с"1. Это позволяет говорить о возможности схлопывания границ при воздействии на металл некоторых видов КПЭ (например, ЛО, ТВЧ с КМП) и получения БС.

С кристаллогеометрической точки зрения охлопывание представляет собой чистый разворот, поэтому для количественного описания и энергетических оценок этого процесса в диссертации использованы модели дефектов именно ротационного типа - дисклинаций. Основные положения этих анапитаческих оценок можно сформулировать следующим образом:

1). процесс схпспывания требует дополнительных энергозатрат и самопроизвольно может протекать только в границах с очень низкими индексами плоскостей и с большой протяженностью сегментов (т=8,9),

поэтому охлопывание будет характерным механизмом в неравновесных • процессах при высоких энергетических воздействиях на металл и ограниченных возможностях релаксации границ;

2). энергоемкость схлопывания повышается с увеличением значений индексов плоскости границы, то есть существенно зависит от ориентации плоскости границы в пространстве кристаллической решетки;

3). схлопывание с образованием двойника требует дополнительной энергии активации процесса и повышает эффективность диссипативного кзнала;

4). наиболее вероятным является образование системы дискпинаций в результате схлопывания, причем, значения вектора ротации должны находиться на уровне <5°, что обеспечивает напряжения ст<сто.г; расположение таких дискпинаций в системе будет определяться минимумом-, энергии парных взаимодействий и дисклинации в системе будут стремиться занять положение "стенки" - их линии будут расположены з ряд, параллельно друг другу и экранирующей поверхности.

Таким образом, при неравновесных зернограничиых превращениях, исследованных в главе 10, происходит накопление конфигурационной энтропии за счет генерирования аккомодационных РД (по механизму аккомодации) и образования систем ротационных дефектов (при схлопывании), что вносит существенный вклад в формирование напряженного состояния и повышение уровня метастабильности БС.

11. ПОВЕДЕНИЕ СУЩЕСТВЕННО МЕТАСТАБИЛЬНЫХ СТРУКТУР (В ТОМ ЧИСЛЕ И "БЕЛЫХ СЛОЕВ") ПРИ ЭКСПЛУАТАЦИИ

Одним из наименее прогнозируемых аспектов современного материаловедения остается реакция метастабильных структур на изменение внешних параметров в процессе эксплуатации. В этой главе собраны материалы, касающиеся этого вопроса и устанавливающие взаимосвязи теоретических разработок предыдущих разделов с эффектами, наблюдавшимися в ходе практического использования БС и других типов существенно метастабильных структур.

11.1. Сделана попытка количественного анализа напряженного состояния зоны лазерной закалки стали на основе изучения микромеханизмов и процессов, развивающихся в дефектной структуре металла.

Экспериментально обнаружено образование полос переориентации (ПП) в лазерно закаленной быстрорежущей стали Р6М5 при нагреве её до температур 100...300°С. Полосы возникают только в слое лазерной закалки с фрагментированной структурой, растворенными карбидами и повышенным количеством А0ст. Эксперименты, ' проведенные по аналогичным методикам на углеродистых сталях У8А и У10А, не выявили ПП ни при вариации режимов лазерной обработки, ни при изменении температур последующего отпуска.

Подробным анализом процессов зарождения и продвижения ПП показано, что эффекты ротационной пластичности (ПП) в стопи могут

зарождаться исключительно ■ в силу специфики зернограничных превращений при сверхбыстром нагреве и охлаждении в результате фасетирования или схлопывания высокоугловых границ с образованием аккомодационных дисклинаций. Одиночные клиновые дисклинации (Д) -незкранированный ротационный дефект. Такие системы создают неустойчивость напряженного состояния за счет логарифмической расходимости нормальных напряжений, поэтому металл всегда будет стремиться перейти к более устойчивым экранированным системам, например - одноосным дисклинационным диполям (ДЦ). Общая схема релаксации напряженного состояния в лазерно обработанной стали при последующем нагреве может быть, представлена как: Д -> ДД -> ПП, где первая стадия является зарождением (в виде ДД), а вторая - продвижением ПП. Вторая стадия особенно зависит от химического состава стали, который влияет на подвижность дислокаций (закрепление атмосферами), необходимую для "питания" растущей ПП.

Установлено, что для появления и развития ПП необходимо существование в структуре металлического сплава ротационных дефектов с вектором поворота 3,5°...7,2°. Другим необходимым условием является наличие фрагментированной дислокационной среды (с размером фрагментов не более ширины ПП), обеспечивающей одновременно высокую плотность дислокаций и достаточную величину их свободного пробега. С этой точки зрения различные зоны лазерно закаленной стали (фрагментированная, "белый слой", зона неполной закалки и др.) даже при одинаковых мощности, плотности и распределении ротационных дефектов будут по-разному проявлять себя при нагружении в процессе эксплуатации. Например, во фрагментированной структуре трещины будут зарождаться после появления ПП в местах их пересечений или в местах взаимодействия ПП со сдвиговыми дефектами (заряженными дислокационными скоплениями). В "белом слое" зарождение трещин может начаться только после стадии взаимодействия ротационных дефектов между собой, то есть здесь разрушению должна предшествовать стадия упрочнения.

11.2. Износостойкость структуры БС в паре трения. Исследование "термических" БС в паре трения вызывает интерес хотя бы потому, что здесь "вторичная" структура трения (БС) является уже предварительно сформированной и, зная особенности её поведения в зависимости от внешних параметров процесса трения, можно управлять износостойкостью изделия при эксплуатации.

Износостойкость БС 'в паре трения определяли на клиновидных образцах при сухом ротационном трении в. нормальных условиях: Образцы из стали У8А после объемной ТО (нормализация; закалка с низким отпуском) и ЛО (на структуру БС) испытывали при трении о контртело (вал из закаленной и низко отпущенной стали ШХ15).

Эксперимент позволяет констатировать следующие положения:

1). в пределах исследованных внешних параметров трения наблюдается удовлетворительная корреляция зависимостей износа J и

силы трения Рт (что в широком диапазоне нагружения характерно обычно только для образивного износа);

2). наиболее очевидны преимущества БС при низких скоростях трения и невысоких нагрузках (рис.16), когда на поверхности трения нет сплошной оксидной пленки;

3). оксидная пленка на БС образуется при более высоких значениях параметров V и р (с началом разупрочнения БС), так как характер износа образцов с БС не меняется при тех значениях V и р, когда у объемно термообработанных образцов износ стабилизируется или резко падает.

60

I Н

' км

40

20

-- -1- 1 1 1 1

1 1 к

3 1

1

Л

200 150 100 50

1 1 1 IV 1т

■>37 ' I 1 |

1 1 1 г ?

1 1 • 3

О

0.5

1.0 1.5 V, м/с

1

4 5 р. МПа

а. б.

Рис. 16. Зависимости износа J от стрости скольжений V (а) и уд. давления р (6) на пути трения 1000 м для образцов из нормализованной (1), объемно закаленной (2) и лазерно закаленной на структуру БС (3) стали У8А при фиксированных р-0.56 МПа (а) и \/-0.63 м/с (6) ; вертикальный пунктир -примерная граница образования сплошной оксидной пленки.

Обобщая можно сказать, что в проделанных экспериментах наблюдались два конкурирующих механизма образования защитных структур трения - БС (который был искусственно создан до начала трения) и оксидной пленки. Предварительное формирование на поверхности трения лазерного БС приводит к появлению в процессе трения "пленочного голодания" в следствие высокой коррозионной стойкости БС и того, что БС не имеет "активных центров" для преимущественного зарождения ппенки (мест с высокой плотностью поверхностной энергии, например, высокоэнергетических границ или "заряженных" плоских скоппений дислокаций) и химически индифферентен к окислению.

11.3. Технологические аспекты получения БС на машиностроительных деталях и изучение их поведения в процессе эксплуатации подробно рассмотрены в диссертации на примере поверхностного термоупрочнения маслосъемных поршневых колец двигателя внутреннего сгорания. БС формировали разными видами обработки КПЭ - лазерным облучением и методом ТВЧ с КМП. Приведены: общий вид технологической установки, технологическая схема и режимы обработки, номограмма для выбора оптимальных режимов ЛО, микроструктура изделия с БС. Условия работы копей - слабозгрессипная среда при трении "металл по металлу" со смазкой

(разные типы машинных аатомасел), температурой в зоне контакта не выше 400°С и удельным давлением не более 3.5МПа. Стендовые заводские испытания показали, что структура БС является в данных условиях эксплуатации наиболее благоприятной, обеспечивая увеличение срока службы колец в 1,73...2,14 раза (причем, оба метода упрочнения дали примерно одинаковые результаты).'Другие типы структур, полученные при упрочнении - дендритная, фрагментированная, мартенситная, трооститная - показали незначительное повышение износостойкости.

Наиболее же широкое и успешное применение практика использования "термических" БС получила в инструментальном производстве (результаты её промышленного внедрения приведены в приложении),

11.4. Принципы целенаправленного использования БС в технологиях термоупрочнения металлических сплавов.

1. Для формирования "термического БС" необходимо создание в поверхностном слое металла существенной неравновесности в виде градиента температуры не менее 10е °С/м и скорости охлаждения более 104 °С/с. Эти условия примерно соответствуют обработке КПЭ с поверхностной плотностью мощности 50...120 кВт/см2.

2. Формирование БС в таких условиях определяется субструктурными взаимодействиями, поэтому зависит от химического состава сплава и его исходной структуры. Наиболее вероятно образование "термических БС" в сплавах с развитой субструктурой (закаленные, деформированные и т.п.), с относительно высокой ЭДУ (но допускающих возможность её снижения и расщепления дислокаций при резком охлаждении), в сплавах с минимальным содержанием легирующих примесей (таких, которые имеют атомные размеры близкие или больше атомов основного компонента и сильно тормозят атомные перестройки в дефектной структуре) и горофильных элементов, а также в сплавах с минимальным количеством и размерами включений вторичных фаз (от этого зависит гомогенность БС, что сказывается на эксплуатационных качествах).

3. Основным" технологическим принципом регулирования процесса формирования БС является воздействие на исходную дислокационную структуру сплава. Нежелательно использование в качестве предварительной подготовительной технологической операции методов, формирующих сильно фрагментированные, ультрамелкозернистые структуры (обработка КПЭ с "жесткими" режимами, частичным или полным оплавлением) или структуру с "лесом" винтовых дислокаций, перпендикулярных поверхности (некоторые виды деформации). В таких структурах затруднен процесс ВДВ и образование квазидиполей.

4. Необходимые условия для образования БС чаще всего складываются при импульсной обработке КПЭ. При отсутствии оплавления (или вообще - фазовых переходов) и при сверхвысокой скорости охлаждения (исключающей релаксацию) субструктурные процессы будут обладать аддитивностью, поэтому существует возможность формирования БС путем многократного импульсного воздействия (как, например, для инструментальных хромистых сталей).

5. Отличительной особенностью "термических БС" является их метастабильность, связанная с наличием большого числа трансляционных и ротационных дефектов. Сдвиговые (трансляционные) дефекты - дислокации и их морфологические производные (петли, квазидиполи, ДУ) - возникают в объеме зерен преимущественно в процессе охлаждения со сверхвысокими скоростями. Поворотные (ротационные) дефекты - дисклинации и их диполи - образуются в результате неравновесных зернограничных превращений. И те, и другие дефекты в условиях существенной неравновесности стремятся к равномерному распределению в объеме металла, что обеспечивает наиболее эффективную диссипацию энергии "накачки" за счет максимума конфигурационной энтропии. Такое формирование дефектной структуры возможно только в условиях, исключающих релаксацию (точнее -аннигиляцию) субструктуры в виде оплавления, поскольку после оплавления создается новая субструктура по совершенно другим механизмам Поэтому одним из главных технологических принципов формирования "термических БС" являетсяя отсутствие оплавления (во всяком случае - сильного) поверхности изделия.

6. Режимы обработки поверхности металла КПЭ (в данной работе - ЛО и ТВЧ КМП), формирующие белый слой без оплавления, обеспечивают его глубину в несколько десятков или сотен мкм. В то время как БС, полученный из жидкого состояния, может быть только аморфным или ультрадисперсным и будет иметь (для металлов) пленочную толщину в несколько мкм. Поэтому "термические БС", рассматриваемые в данной работе, и аморфные БС должны иметь различное функциональное назначение. В часности, "термические БС" более пригодны для жестких условий эксплуатации (например, при трении или нагружении), чем аморфные.

7. Метастабильность БС ограничивает области его эксплуатации режимами, не допускающими возможность релаксации дефектной структуры. Такая возможность создается, например, при нагреве, когда напряженное состояние сплава релаксирует за счет образования устойчивых конфигураций дефектов: стенок дислокаций, дисклинационных диполей и квадруполей, полос переориентации. Эти процессы снижают общий уровень напряжений в слое (а вместе с ним -и твердость) и создают локальные области для зарождения микрогальванопар травления (чем уменьшают коррозионную стойкость), то есть теряются главные особенности свойств БС.

8. Экспериментально определенные параметры трения, в пределах которых БС углеродистых сталей У8 и У10 обеспечивают более высокую износостойкость, чем структуры объемной термообработки (закалка, нормализация), составляют: удельное давление в зоне трения р<5МПа и скорость скольжения 1/^1 м/с. Превышение этих значений вызывает субструктурные релаксационные процессы и особые свойства БС теряются. Для легированных сталей пределы допустимых параметров р и V трибологической применимости БС в общем случае должны быть

'г

выше, поскольку процессы миграции, перестройки и взаимодействия дефектов в метастабильной структуре будут затруднены.

9. Получение изделий машиностроительного и инструментального профиля со структурой БС является перспективным для широкого поля изнашивающихся деталей. Рекомендуется применение технологии получения "термических" БС* на следующих типовых деталях, прошедших промышленную апробацию и внедрение: направляющие станков и пусковых установок ракет, маслосъемные и компрессионные поршневые кольца двигателя внутреннего сгорания, пуансоны для холодной штамповки, резцы, фрезы, сверла, фильеры, протяжки, калибры-пробки.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Итог научных разработок, изложенных в диссертации и соответствующих цели и задачам исследований, можно сформулировать в виде следующих общих развернутых выводов (в порядке логики и представления материала в диссертационной работе).

1. Наиболее адекватным уровнем описания для структур типа БС является уровень дефектов кристаллического строения. Это показано методами дисперсионного анапиза в рамках статистической модели электронных конфигураций d-металлов.

2. БС можно выделить в особый структурный класс металлических сплавов, характеризующийся такой организацией субструктуры, которая отличается низкой плотностью энергии дефектов. Для количественных оценок и классификации структур по этому признаку на основе термодинамического подхода к процессам слабой травимости разработан структурный критерий коррозионной устойчивости сплава при металлографическом травлении, критическое значение которого определяет металлографическую границу существования БС.

3. При воздействии КПЗ в поверхностном слое металла формируется ABC, которое в-условиях резкого охлаждения становится неустойчивым и генерирует вакансионный поток, направленный от поверхности в глубину. Для образования ABC и возникновения потока вакансий необходимы довольно незначительные скорости охлаждения поверхностного слоя; однако для развития динамических взаимодействий в дефектной структуре сплава (ВДВ), которые в состоянии повлиять на общее структурообразование у поверхности вакансионный поток должен иметь опредепенную мощность. ' Даны зависимости необходимой мощности вакансионного потока от приведенной скорости охлаждения р (или у), плотности стоков (дислокаций) и температуры нагрева. Анализ показывает, что при гетерогенном зарождении ABC (например, вокруг некогерентных включений вторичных фаз в прогретом слое) вакансионное пересыщение может быть на несколько порядков выше, чем при гомогенном, что значительно увеличивает интенсивность последующих ВДВ. В реальных сплавах "подавить" неустойчивый путь развития ABC ("заморозить" ABC) невозможно - это показано расчетом, поэтому при воздействии КПЭ в

поверхностном слое практически всегда неустойчивость ABC приводит к ВДВ.

4. БС, формирующийся под воздействием КПЭ с параметрами плотности мощности 50...120 кДж/см2, температурного градиента >108°С/м и скорости охлаждения £104 °С/с, может быть назван "термическим БС", поскольку закалочные напряжения на глубине такого БС (40...200 мкм) не □носят существенного вклада в поток чисто термических вакансий (доля "деформационных" вакансий не превышает 10%). При указанных параметрах обработки КПЭ в поверхностном слое происходят интенсивные ВДВ. Фронт неконсервативно движущихся дислокаций, имеющих краевую компоненту вектора Бюргерса и положительную кривизну в экстраплоскости по отношению к вакансионному потоку (углы их наклона не имеют существенного значения), со временем становится неустойчивым: работая-, на начальной стадии как источник Бардина-Херринга, впоследствии закрепленный участок дислокации резко увеличивает свою кривизну, вытягиваясь в направлении, обратном вакансионному потоку. Дислокационная структура сплава становится "квазидипольной" (диполи с неустойчивыми углами расположения параллельных участков дислокационной петли). Динамический анализ ВДВ наглядно демонстрирует диссипативный характер процесса и прогнозирует аттракторное поведение дислокационной структуры - плотность дислокаций при ВДВ стремится к постоянному значению, независимо от исходных значений компонент ВДВ. Кинетическое описание ВДВ как системы дифференциальных уравнений первого порядка, описывающих изменение во времени температуры, концентрации вакансий и плотности дислокаций с учетом морфологии квазидиполя, показывает, что при обработке КПЭ квазидипольная конфигурация (например, в углеродистых сталях с >0,4%С) в процессе охлаждения складывается выше температуры Мн на 100°С и более. При вакансионных потоках, формирующихся в указанных условиях, устойчивые дислокационные конфигурации типа малоугловых границ не сохраняются; а атмосферы примесных атомов (коттрелловский эффект в сталях) не оказывают существенного влияния на ВДВ в период его наибольшей активности (при Т>0.5-Тпл).

5. При достижении определенных значений кривизны дислокационной петли в условиях постоянно снижающейся температуры и уменьшения подвижности атомов напряжения в вершине квазидиполя приводят к ей диссоциации. Это наиболее вероятный механизм эволюции такой неустойчивой конфигурации, как квазидиполь (хотя в работе обсуждаются и другие возможные эволюционные пути). Кристаллографический анализ показывает, что при диссоциации, например, в ГЦК-решетке, полной дислокации а/2 <110) в вершине кзазидиполя возникает система частичных дислокаций а/18 (112), формирующих дислокационный зародыш hóf-ой фазы превращения ГЦК->ОЦК (для стали - мартенсита). Расчеты показывают, что сформированный таким образом дислокационный зародыш превышает критический рззмер и дальше превращение носит лавинообразный характер. Поэтому гЬзгсвый переход в списываемых условиях охлаждения происходит

при повышенных температурах и имеет фактически чисто дислокационную природу. Кроме того, межфазная граница состоит из частичных дислокаций типа а/18 (112)гцк с очень низкой энергией, что не дает возможности выявить её при металлографическом травлении (характерная черта БС).

6. Отличительными особенностями фазы, образующейся по описанному механизму (в стали - мартенсита), является фиксированная ориентация кристаллов по отношению к направлению вакансионного потока, сильно вытянутая в направлении этой ориентации форма кристаллов и повышенное количество исходной (остаточной) фазы. Последнее является следствием отсутствия автокаталитической стадии зарождения в силу того, что вс? напряжения локализуются в вершине квазидиполя и на "острие" растущего кристаллита. Остаточная фаза отличается повышенной плотностью дислокаций, однако это преимущественно пассивные участки полных дислокаций с отрицательной кривизной по отношению к вакансионному потоку, повышающие устойчивость исходной фазы к превращению. Все перечисленные характерные черты продуктов превращения были обнаружены методами просвечивающей электронной микроскопии в образцах среднеуглеродистых сталей после лазерного облучения: мартенсит имел ориентированные мелкие узкие кристаллы, морфологически напоминающие мартенсит деформации, в поперечном сечении сравнимые с междислокационными расстояниями, и до 40% остаточного аустенита. Основной габитус мартенсита - плоскость {112}у, которая имеет наименьший из всех возможных габитусных плоскостей угол с плоскостью залегания дислокационных петель превращения а/18(112)у и несоответствия а/2<11 Га, что обеспечивает максимально узкие кристаллы а-фазы. Формирующаяся в соответствии с теорией особенностей неравновесных фазовых переходов' структура полностью удовлетворяет свойствам БС (показано теоретическим анализом и экспериментально).

7. Высокоугловые границы (зерен) о условиях обработки КПЭ испытывают специфические превращения, происходящие в процессе нагрева и охлаждения несколькими последовательными независимыми стадиями, каждая из которых связана с изменением определенного параметра границы (углы разворота зерен, положение плоскости границы и структура ядра) и имеет свое собственное имя: фасетирование, аккомодация, сдвиг и схлопывание. Для каждой из них проведен детальный термодинамический и кристаллографический анализ с описанием условий протекания, что в совокупности и составило частную теорию неравновесных зернограничных превращений.

8. Полный цикл неравновесных зернограничных превращений приводит высокоэнергетические границы (зерен) к трансформации либо в участки когерентных двойников, либо в системы ротационных дефектов (дисклинации, их стенки, диполи или квадрупопи) с генерированием и ь то;/, и в другом случае решеточных аккомодационных дислокаций.

- выводы №3-6 представляют собой ее краткую аннотацию с описанием субструкгурных механизмов и особенностей процесса струкгуросооазоойния.

Получающиеся дефектные образования отличаются от исходных границ низкой локальной плотностью энергии (она распределяется п объеме а виде упругой энергии дефектов), относительно равномерным распределением дефектов и, как следствие, высоким уровнем метастабильности структуры. Такая структура обладает высокой твердостью, а границы после схлопывания но выявляются при травлении, что является отличительными признаками БС.

9. В качестве фундаментальной тенденции структурообразооания п*>1 обработке КГ1Э отмечается фрактализацил структуры. Её можно назвать одним из главных характерных атрибутов неравновесности процессов. В работе экспериментально зафиксировано увеличение степени фрактальности Ь границ на этапе их фасетирования (после обработки ЛО и ТВЧ КМП) и повышение степени фрактальности мартенсита лазерной закалки (близкого по морфологии к структуре БС) в сравнении с мартенситом объемной закалки, Как правило, усиление фрактальности сопровождается измельчением структурных элементов

10. Метастзбильиость структуры ЕС, связанная с большим количеством дефектен и их относительно равномерным распределением, ограничивает область практического применения БС, поскольку такая структура имеет повышенную склонность к релаксации при изменении баротермических условий. Релаксация может происходить, например, при нагреве в виде самопроизвольного объединения дефектов в полосы переориентации, фрагментирование, упорядоченные дислокационные скопления околокритического размера (зародыши трещин) и т. п. Поэтому перспективы реализации уникального сочетания твердости и коррозионной стойкости БС состоят, по-видимому, в отыскании областей эксплуатации, не допускающих релаксационные явления о дефектной структуре. Или - что гораздо более многообещающе и в научном и в практическом плане - создающих такие условия работы БС, когда их насыщенная дефектная структура будет испытывать постоянный циклический обмен энергией с внешней средой, периодически возвращаясь на исходный уровень (по типу трибосопряжений избирательного переноса с хемосорбционными явлениями). Такие условия переводят БС в класс диссипатипных структур и открывают путь к безызносности изделия.

11. Области эффективного применения структуры БС, сформированного КПЭ на сталях и чугунах, получившие экспериментальное и эксплуатационное подтаеродениэ, состазлягат, например при трении: удельное дазление в зоне контакта р<.5 МПа, скорость скольжения 1^1 м/с и температуру Г<400°С. Такие параметры характерны, в частности, для некоторых видов штампозого инструмента, поршневых колец двигателя внутреннего сгорания малой и средней мощности, калибров-пробок, направляющих станков и других изделий. В работе приведены данные о промышленном внедрении результатов научных и технологических разработок по формированию на поверхности детали структуры БС на ряде предприятий различных отраслей машиностроения России. При

использовании технологий упрочнения, формирующих БС, свойства определяющие работоспособность деталей, повышаются в 1,5-2,5 раза,

Основные положения диссертации опубликованы в 45 научных работах, в том числе:

1. Кудряков О.В. Структура и свойства термически обработанной литой конструкционной и инструментальной стали при высококонцентрированном нагреве ТВЧ // Прогрессивные методы термического упрочнения в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: Межвуз.сб.научн.тр. / Ростов-на-Дону: РИСХМ.1887. С.142-143.

2. Кудряков О.В., Барутенко A.A. Упрочнение литой термически обработанной стали У8 методом импульсного высококонцентрированной нагрева ТВЧ // Прогрессивные методы термического упрочнения в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: Межвуз.сб.научн.тр. / Росюа-на-Дону: РИСХМ. 1988. С.13-16.

3. Кудряков О.В., Степанович А Д. Структура и свойства термически обработанной литой углеродистой стали при высококонцентрированном нагреве ТВЧ II Прогрессивные методы термического упрочнения в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: Межвуз.сб.научн.тр. I Ростов-на-Дону: РИСХМ. 1988. С.53-57.

4. Русин П.И., Кудряков О.В. Определение знергетических параметров высококонцентрированного кагрева ТВЧ с целью прогнозирования структурного состояния термоупрочнемных сплавов (тезисы доклада) // Структура и саойства материалов: Сб.матер.науч.-техн.конф. / Новокузнецк. 1988. С.92.

5. Русин П.И., Кудряков О.В. Термоупрочнениз литых штамповых сталей при поверхностном высококонцентрирозанном нагреве ТВЧ (тезисы доклада) // Повышение надежности и долговечности материалов и деталей машин на основе ноаых методов термической обработки: Тез.докл.Всесоюз.науч.-техн.конф. (г.Хмельницкий, 20-22сент.)/М.1988. С.31.

6. Русин П.И., Кудряиш О.В., Славгородский Н.Д. Эксплуатационные особенности ли'гой термически обработанной стали 6ХВ2С, поверхностно упрочненной при высококонцентрированном нагреве ТВЧ // Прогрессивные методы термического упрочнения в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: Межвуз.сб.научн.тр./ Ростов-нз-Дону: РИСХМ. 1989. С.4-9.

7. Кудряков О.В., Русин А.П. К вопросу контроля технологических параметров при концентрированном индукционном нагреве II Автоматизация контроля качества в машиностроении: Межвуз.сб.научн.тр. / Ростов-на-Дону: РИСХМ. 1989. С.79-89.

8. Сучков А.Н., Кудряков О.В. Расчет предела текучести литейных углеродистых и низколегированных сталей // Прогрессивные методы термического упрочнения в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: Межвуз.сб.научн.тр. / Ростов-на-Дону: РИСХМ. 1989. С.119-127.

9. Пустовойт В.Н., Русин Л.П., Кудряков О.В. Особенности организации структуры стали в результате обработки концентрированным потоком энергии при нагреве ТВЧ // Термическая обработка стали (Теория,

технология, техника эксперимента): : Межвуз.сб.научн.тр. / Рсстов-на-Дону: РИСХМ. 1991. С.112-116.

10. Кудряков О.В. Адаптация расчетного метода глубинного нагрева для импульсной обработки ТВЧ с концентрацией магнитного потока // Термическая обработка стали (Теория, технология, техника эксперимента):: Межвуз.сб.научн.тр. / Ростов-на-Дону: РИСХМ. 1992. С.55-62.

И.Кудрякоз О.В. Сравнительный анализ некоторых особенностей термоупрочнения углеродистых сталей // Термическая обработка стали (Теория, технология, техника эксперимента): : Межвуз.сб.научн.тр. / Ростоз-нз-Дону: ДГТУ. 1994. С.52-56.

12. Кудряков О.В., Овчинников В.И. Изменение размеров, изделий из серого чугуна // Термическая обработка стали (Теория, технология, техника эксперимента):: Межвуз.сб.научн.тр. I Ростов-на-Дону: ДГТУ. 1994. С.34-13

13. Овчинников В.И., Кудряков О.В. Лазерное упрочнение поршн^зых колец двигателя внутреннего сгорания // Термическая обработка стзли (Теория, технология, техника эксперимента): : Межвуз.сб.научн.тр. / Ростоз-на-Дону: ДГТУ. 1983. С. 15-20.

14. Кудряков О.В. Расчетная методика определения локализации "белого слоя" стали при сверхскоростном индукционном нагреве / Ростоз-на До.(у: ДГТУ. Деп. в ВИНИТИ 28.02.97, №629-097.

15. Кудряков О.В., Пустозойт В.Н. Механизмы структурных трансформаций о "белых зонах" стали 40Х при сверхскоростном индукционном нагреве / Ростов-на Дону: ДГТУ. Деп. в ВИНИТИ 30.0Q.97, №2156-В97.

16. Кудряков О.В., Овчинников В.И. Объемное термоупрочнениэ поршневых колец двигателя / Ростов-на Дону: • ДГТУ. Деп. в ВИНИТИ 29.10.97, №3163-697.

17. Кудрякоз О.В., Овчинников В.И., Пустовойт В.Н. Технологические особенности формирования белого слоя в изделиях из серого чугуна при лазерной обработке / Ростов-на Дону: ДГТУ. Деп. в ВИНИТИ 28.07.98, Мз2445-В93.

18. Кудряков О.В., Пустовойт В.Н. Появление зффзкта структурной наследственности при сверхскоростной аустенитизации стали 40Х II Металлы. №6.1998. С.52-54.

19. Кудряков О.В., Пустовойт В.Н. Структурный критерий коррозионной стойкости "белых слоев" // Материаловедение. 1998. N37.С.33-40.

20. Кудряков О.В., Пустовойт В.Н. Особенности металлографического травления структуры "белых слоев" II Безызносность: Межауз. сб. науч. тр. / Ростов-на-Дону: ДГТУ. 1998. С.105-111.

21. Кудряков О.В., Пустовойт В.Н. Особенности зернограничных превращений а "термических белых слоях" // Термическая обработка стали. Теория, технология, техника эксперимента. Межвуз.сб.науч.тр. / ДГТУ. Ростов-на Дону. 1998. С.92-95.

22. Кудряков О.В, Новый подход к проблеме "белых слоео". Обзор. II Термическая обработка стали. Теория, технология, техника эксперимента. Межвуз.сб.науч.тр. / ДГТУ. Ростов-на Дону. 1998. С.80-92.

23. Кудряков О.В., Пустовойт В.Н. Зернограничная компенсаторика в "белых слоях" металлических сплавов // Оптимизация процессов обработки металлов давлением: Межвуз. сб. науч. тр. / Ростов-на-Дону: ДГТУ. 1998. С. 103-1 Об.

24. Кудряков О.В. Особенности тонкой структуры "белых слоев", полученных при термоупрочнении стали / Ростов-на Дону: ДГТУ. Деп. в ВИНИТИ 16.09.99, №2854-В99.

25. Кудряков О.В., Пустовойт В.Н. Релаксационный анализ зернограничных превращений в "белых слоях" металлических сплавов / Ростов-на Дону: ДГТУ. Деп. в ВИНИТИ 10.11.99, №3303-В99.

26. Кудряков О.В. Особенности трансформации границ зерен при образовании "белых слоев" в металлических сплавах / Ростов-на Дону: ДГТУ. Деп. в ВИНИТИ 10.11.99, №3304-В99.

27. Кудряков О.В., Пустовойт В.Н. О причинах высокой коррозионной стойкости "белых слоев" металлических сплавов / Ростов-на Дону: ДГТУ: Деп. в ВИНИТИ 10.11.9Э, №3305-В99.

28. Кудряков О.В. Взаимовлияние структурных уровней при образовании "белых слоев"/ Ростов-на Дону: ДГТУ. Деп. в ВИНИТИ 10.11.99, №3310-В99.

29. Кудряков О.В. Роль вакансионно-дислокационных взаимодействий при формировании "белого слоя" в металлических сплавах // Вестник ДГТУ. Проблемы материаловедения и сварочного производства. / Ростов-на-Дону: ДГТУ. 1999. С.19-21.

30. Кудряков О.В., Пустовойт В.Н. Механизм схлопывания границ зерен в "белых слоях" металлических сплавов И Вестник ДГТУ. Проблемы материаловедения и сварочного производства. / Ростов-на-Дону: ДГТУ.

1999. С.21-25.

31. Кудряков О.В. О выбора структурного уровня описания "белых слоев" // Зестник ДГТУ. Проблемы материаловедения и сварочного производства. / Ростов-на-Дону: ДГТУ. 1999. С.25-29.

32. Кудряков О.В., Брозер Г.И., Пустовойт В.Н. Ротационная пластичность стали в зоне лазерного облучения // Физика и химия обработки материалов.

2000. №5. С.25-29.

33. Кудряков О.В. Физическая природа "белых слоев" и перспективы их использования в машиностроении // "Фундаментальные и прикладные проблемы технологии машиностроения" - "Технология - 2000": Тез.докл.междунар.конф. (г.Орел) / fyl: Машиностроение. 2000. С.97.

34. Кудрякоо О.В., Пустовойт В.Н. Феноменология фазовых переходов при образовании "белого слоя" в металлических сплавах // Изв.вузов. Сев.-Кавк. регион. Техн. науки. 2000. №2.С.32-34,

35. Кудряков О.В., Оачинников В.И. Повышение износостойкости поршневых колец двигателя // Известия вузов. Черная металлургия. 2000. №8. С.32-34.

36. КудряхОв О.В. Износостойкость "лазерного белого слоя" стали У8А при сухом трении скольжения // Вестник ДГТУ. Трение и износ. / Ростов-на-Дону: ДГТУ. 2000. С.72-76.

ЛР № 020639 от 26.04.96. В набор 2$.10-2000,В печать i0.10.200o. Объем До усл.-печ. л.; В, г уч-изд. л. Офсет. Бумага тип №3. Формат 60x84/16. Заказ № ЧЧ{ .Тираж 12?

Издательский центр ДГТУ

Адрес университета и полиграфического предприятия: 344010, г. Ростов-на-Дону, пл. Гагарина,!.