WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

На правах рукописи

КОВАЛЕНКО ВИКТОР ВИКТОРОВИЧ

ГРАДИЕНТНЫЕ СТРУКТУРНО – ФАЗОВЫЕ СОСТОЯНИЯ В СТАЛЯХ: СПОСОБЫ ФОРМИРОВАНИЯ, МАСШТАБЫ РЕАЛИЗАЦИИ, ЗАКОНОМЕРНОСТИ

01.04.07 – ФИЗИКА КОНДЕНСИРОВАННОГО СОСТОЯНИЯ

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание учной степени доктора физико – математических наук

БАРНАУЛ - 2012

Работа выполнена в ФГБОУ ВПО «Сибирский государственный индустриальный университет» и ФГБОУ ВПО «Томский государственный архитектурно – строительный университет»

Научный консультант: Заслуженный деятель науки РФ, доктор физико – математических наук, профессор Громов Виктор Евгеньевич

Официальные оппоненты: Квеглис Людмила Иосифовна, доктор физико – математических наук, профессор, Сибирский Федеральный университет, профессор Плотников Владимир Александрович, доктор физико – математических наук, профессор, Алтайский государственный университет, профессор Потекаев Александр Иванович, доктор физико – математических наук, профессор, Сибирский физико – технический институт им. академика В. Д. Кузнецова Национального исследовательского Томского государственного университета, директор

Ведущая организация: Тамбовский государственный университет университет им. Г. Р. Державина, г. Тамбов

Защита состоится «29» мая 2012 г. в 1400 часов на заседании диссертационного совета Д 212.004.04 при Алтайском государственном техническом университете им.

И.И. Ползунова по адресу: 656038, Алтайский край, г. Барнаул, пр. Ленина, 46.

E-mail: veronika_65@mail.ru.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке АлтГТУ.

Автореферат разослан « 5 » марта 2012 г.

Учный секретарь диссертационного совета Д 212.004.04, кандидат физико–математических наук, доцент В. В.Романенко Отзывы на автореферат с печатью в 2х экземплярах просим присылать на e-mail и адрес диссертационного совета АлтГТУ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность. В современных условиях требования к свойствам конструкционных материалов становятся все более жесткими. Особенно это касается материалов аэрокосмической техники, энергетики и других отраслей, отличающихся крайне неблагоприятными, экстремальными условиями эксплуатации ответственных деталей, элементов конструкций и агрегатов. Еще совсем недавно широко распространенное обязательное требование однородности структуры (почти любого изделия независимо от условий эксплуатации и характера нагрузки) представлялось очевидным и обоснованным. Однако во многих случаях наличие градиентной структуры позволяет материалу приобрести новые, ранее неизвестные свойства. Поэтому закономерен все возрастающий интерес к композиционным материалам и металлам с градиентной структурой (ГС). В последние годы сформировалось и продолжает бурно развиваться новое научное направление – исследование градиентных структурно-фазовых состояний (ГСФС) в твердых телах.

Градиентные структуры могут формироваться как в объеме (объемные ГС или ГСФС), так и на поверхности (поверхностные ГС или ГСФС) материала. К объемным относятся: сварные швы; диффузионные и ударно-взрывные соединения; продукты самораспространяющегося высокотемпературного синтеза; зоны локализации деформации.

К поверхностным следует отнести ГС: возникшие при трении или окислении;

сформировавшиеся в результате насыщения поверхности различными элементами внедрения (цементация, азотирование, борирование и т.д.) или элементами замещения (золочение, серебрение, хромирование, никелирование и т.д.); возникшие в результате поверхностного наклепа или других методов механического упрочнения поверхности;

сформировавшиеся в результате ультразвуковой обработки поверхности; возникшие после воздействия ударных волн, электронных пучков, мощных ионных пучков, интенсивных плазменных потоков, вследствие лазерного воздействия или воздействия мощным СВЧ-излучением, а также в плазме газового разряда; сформировавшиеся в результате магнетронного напыления. Градиентные структуры возникают не только в результате различных видов воздействия на поверхность материала, но и при объемных способах обработки материала, например, при ковке, прокатке, волочении, штамповке и пр. Причем степень распространения градиентных структур в этом случае может быть даже больше, чем при поверхностном воздействии. Отметим, что при прокатке градиентные структуры возникают как в прокатываемом материале, так и в валках прокатного стана.

В этих структурах по мере удаления от поверхности изменяются такие характеристики, как фазовый состав, плотность дефектов и их организация (субструктура), размеры ячеек, фрагментов, субзерен и зерен. Одновременно в том же направлении изменяется концентрация легирующих элементов и примесей. По мере удаления от поверхности меняются температурно-скоростные условия фазовых превращений и, соответственно, степень завершенности этих превращений. При этом должны меняться эксплуатационные технологические характеристики такие, как твердость и прочность, пластичность и коррозионная стойкость, внутренние напряжения и плотность трещин и пр. Изменение их с расстоянием от поверхности может подчиняться различным законам, которые являются, как правило, следствием нелинейного поведения системы. Для нелинейных систем типичными являются градиентные структуры, в которых с расстоянием от поверхности могут изменяться не только величина градиента, но и его знак.

Необходимо отметить, что, несмотря на интенсивное изучение градиентных структур, представления о процессах их формирования и эволюции описаны недостаточно, а соответствующее научное направление находится на стадии интенсивного накопления и осмысления фактического (экспериментального) и теоретического материала. Такое обстоятельство сдерживает разработку и внедрение новых современных технологий. В связи с этим установление закономерностей и механизмов формирования градиентных структурно-фазовых состояний в сталях различных структурных классов и назначения определяет актуальность и перспективность исследований по данному направлению.

Объекты исследования: конструкционные и инструментальные стали различных структурных классов: 9ХФ, 9Х2ФМ, 08Х18Н10Т, 60ГС2, Fe-(29-32)% Ni, 09Г2С, У7А.

Предмет исследования: градиентные структурно-фазовые состояния (ГСФС) в сталях, полученные при деформации в условиях прокатки; при ударном нагружении; в условиях мало - и многоцикловой усталости с промежуточным импульсным токовым воздействием (и без него); при скоростной закалке из жидкого состояния (метод спинингования), при цементации; при формировании швов сварных соединений; в условиях обработки сильноточными электронными пучками.

Цель работы: выявление закономерностей и механизмов формирования градиентных структурно - фазовых состояний на разных структурных и масштабных уровнях в сталях различных структурных классов после различных видов воздействия.

Реализация данной цели потребовала решения следующих задач:

1) исследование структурно-фазовых состояний, формирующихся в стали 9ХФ, подвергнутой цементации и деформации в процессе прокатки, и 9Х2ФМ, деформированной в результате ударного воздействия; выявление градиента характеристик, описывающих состояние материала в процессе структурных и фазовых изменений, 2) выявление градиента структурно-фазовых характеристик и установление закономерностей и механизмов формирования и эволюции зеренной и субзеренной структур, инициированных процессами многоцикловой (сталь 08Х18Н10Т и сталь 60ГС2) и малоцикловой усталости (08Х18Н10Т), а также в процессе усталости с импульсным токовым воздействием, 3) исследование структурно-фазовых преобразований, инициированных процессом закалки из жидкого состояния (спиннингования) сплава Fe – (2932) %Ni, выявление градиентной структуры материала и установление взаимосвязи между структурнофазовым составом и механическими свойствами, 4) исследование структурно-фазовых превращений и выявление закономерностей, определяющих формирование структурно-фазового градиента в стали У7А в условиях воздействия низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком, 5) исследование структурно-фазовых состояний сварных соединений стали 09Г2С и установление закономерностей градиента структурно-фазовых характеристик металла в зависимости от метода, способа, режима изготовления и сроков эксплуатации сварного шва, 6) сравнительный анализ закономерностей и механизмов формирования градиентных структурно-фазовых состояний в сталях различных классов на различных макро-, мезо-, микро-, и наноскопическом структурных и масштабных уровнях.

Научная новизна работы определяется следующими результатами, полученными впервые на момент их опубликования.

1. Установлен градиентный и изучен стадийный характер формирования структуры, фазового состава, дальнодействующих полей напряжений, возникающих при ударном воздействии и деформации при прокатке. Обнаружен для данных материалов градиент скалярной плотности дислокаций, кривизны-кручения кристаллической решетки и внутренних полей напряжений феррита, среднего размера фрагментов, локального фазового состава материалов. Исследован градиент среднего значения, пластической и упругой составляющих кривизны-кручения кристаллической решетки и внутренних полей напряжений. Двухстадийная фрагментация пластинчатого перлита, выявленная на взаимосвязанных нано-, субмикро-, микро-, мезо- и макромасштабных уровнях, включает в себя: первичную фрагментацию, развивающуюся в результате дислокационного сдвига, накопления дислокаций в – фазе перлитных колоний и образования поперечных дислокационных субграниц и являющаяся чисто дислокационным процессом, вторичную фрагментацию, состоящую в появлении, дополнительно к поперечным, продольных субграниц фрагментов и в разрушении пластин перлита в результате взаимодействия дислокаций с частицами цементита и углерода.

2. Выявлен усталостно-индуцированный градиент структурно-фазовых характеристик состояний, формирующихся при мало- и многоцикловой усталости по непрерывной схеме и с промежуточным импульсным токовым воздействием в сталях со структурой аустенита и мартенсита. На макро-, мезо-, микро-, и наноструктурных уровнях показан градиентный характер изменения средних поперечных и продольных размеров зерен; коэффициента анизотропии; величины угла рассеяния вектора структурной текстуры; размеров карбидной и углеродной строчечности; средней и парциальной скалярной плотности дислокаций; кривизны-кручения кристаллической решетки; линейной плотность пластин -мартенсита, микротрещин, изгибных экстинкционных контуров, средних размеров частиц карбида TiC; объемной доля структуры, содержащая микродвойники термического и деформационного происхождения. Установлены механизмы формирования градиентного строения и электропластификации сталей.

3. Установлен макро- и микроградиентный характер микрокристаллических структур сплавов Fe - (29-32)% Ni, полученных спиннингованием. Формирование градиента массовой доли легирующего элемента замещения на макроуровне является главной причиной неоднородного протекания мартенситного превращения в областях, прилегающих к контактной и свободной поверхности, и существенно сказывается на механических свойствах быстрозакаленных сплавов.

4. Установлен градиент характеристик (скалярной плотности дислокаций, кривизны-кручения кристаллической решетки структурных составляющих, величины внутренних полей напряжений, фазового состава) структурно-фазовых состояний в стали 9ХФ, подвергнутой газовой цементации, обусловливающий зонное расположение упрочненных и неупрочненных областей материала. В каждой из них выявлены сложные механизмы упрочнения. В наружной диффузионной зоне высокие поля напряжений и наличие трещин указывают на релаксацию напряжений путем трещинообразования. В промежуточной зоне действует механизм превращения, при котором дальнодействующие поля минимальны и высоки значения скалярной плотности дислокаций. Переходная зона характеризуется высокой прочностью благодаря высоким значениям плотности дефектов и пластичностью благодаря характеру дислокационной структуры, а также высокими значения дальнодействующих полей напряжений, локально достигающих 2/5 своих значений в зоне реакционной диффузии.

5. Проведены детальные исследования зеренной структуры, дефектной субструктуры и фазового состава сварного шва стали 09Г2С. Установлено, что независимо от метода (электрошлаковый и электродуговой), режима (автоматический и ручной) и способа исполнения (горизонтальный и вертикальный) сварного шва в его объеме формируется градиентная структура, признаками которой являются: градиент размеров и объемной доли зерен феррита медленной и быстрой кристаллизации, градиент скалярной плотности дислокаций, градиент кривизны-кручения кристаллической решетки структурных составляющих стали. Установлено, что источниками дальнодействующих полей напряжений для стали являются: межфазные и внутрифазные границы раздела феррит/цементит и несовместность пластической деформации соседних зерен и упруго-пластической деформации ферритных и цементитных пластин перлитных колоний. Выявлены механизмы релаксации внутренних напряжений в структуре сварного шва – зарождение и развитие микротрещин и локальная пластическая деформация.

6. Выявлены закономерности структурных и фазовых превращений, протекающих в углеродистой стали У7А, обработанной интенсивным электронным пучком, на поверхности и в приповерхностном слое толщиной 0,2 – 0,5 мкм, в результате реализации механизмов жидкофазного (плавление материала в центре электроннопучкового воздействия) и твердофазного ( превращения в зоне термического влияния) механизмов. Установлено, что по мере приближения к центру электроннопучкового воздействия преобразование мартенсита закалки исходного состояния сопровождается формированием градиентной структуры макро- и микромасштабного уровней, определяемой полем градиента температур и характерной для разных стадий распада твердого раствора на основе -фазы и преобразования дислокационной субструктуры: фрагментация и диспергирование кристаллов, формирование субзерен и зерен рекристаллизации, снижение значений скалярной плотности дислокаций в сетчатой дислокационной субструктуре, растворение частиц исходного глобулярного цементита с формированием переходных слоев толщиной 100 - 200 нм сложной структуры и фазового состава.

7. Установлены общие закономерности формирования градиентных структурнофазовых состояний в сталях различных структурных классов, подвергнутых различным видам воздействия. Выявлен градиент структурно-фазовых характеристик, описывающих состояния исследованных материалов на макро-, мезо-, микро- и наноскопических структурно-масштабных уровнях.

Научная и практическая значимость результатов работы заключается в том, что на основе установленных закономерностей формирования и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний в сталях на различных масштабных уровнях:

1) классифицированы источники дальнодействующих полей напряжений и установлен уровень локальных внутренних напряжений зарождения микротрещин при прокатке и ударных нагрузках в сталях 9ХФ и 9Х2ФМ, составляющий (1,3-1,8) в, а также сопоставлены ему максимально допустимые деформации: max=0,7 – при прокатке и max=5,7 при ударном нагружении, 2) диагностированы места зарождения и развития микротрещин, экстремальные точки в поведении материала и установлен пластифицирующий эффект электростимулирования, обеспечивающий существенное (~ в 1,5–1,7 раза) увеличение усталостной долговечности сталей 08Х18Н10Т (аустенитная структура) и 60ГС(мартенситная структура), при экспериментальном выборе параметров воздействия импульсным электрическим током на промежуточной точно контролируемой стадии усталостного нагружения, 3) на основе выявленного микро- и макроградиентного характера микрокристаллической структуры быстрозакаленного сплава Fe – (29-32)% Ni установлена взаимосвязь механических характеристик с механизмами быстрой кристаллизации и атермического мартенситного превращения, 4) предложены оптимальные режимы химико-термической обработки стали 9ХФ, способствующие достижению коррозионных и прочностных свойств поверхностных слоев с повышенными эксплуатационными и технологическими характеристиками материала, 5) спрогнозировано поведение толстых сварных швов кожухов доменной печи в ходе эксплуатации в течение 3-х и 16-ти лет в зависимости от целенаправленного выбора метода, режима сварки и способа исполнения шва. Сопоставлены морфология формирующихся структур и качественные показатели сварного шва в зависимости от способа сварки и отдано предпочтение электродуговому ручному способу с вертикальным исполнением шва перед электрошлаковым автоматическим с горизонтальным исполнением шва, 6) создан банк данных по эволюции фазового состава и дефектной субструктуры стали У7А, позволивший в условиях импульсной электронно-пучковой обработки выявить физический механизм формирования градиента структуры и фазового состава при переходе от зоны воздействия пучка к зоне термического влияния в зависимости от градиента температур, а также концентраторы напряжений при таком энергетическом воздействии.

Достоверность выдвигаемых на защиту научных положений и полученных результатов, обоснованность и правомерность представленных выводов обеспечиваются на основе систематизации экспериментальных данных, комплексным подходом к решению поставленных задач с использованием широко применяемых материалов, современных методов физического материаловедения, широким применением статистических методов обработки и представления результатов экспериментов в их взаимосвязи с известными закономерностями, фактами и результатами других авторов.

Личный вклад автора состоит в формулировании цели, постановке задач исследования, выводов и положений, выносимых на защиту; в проведении усталостных испытаний на образцах из сталей различных структурных классов; в обработке и интерпретации результатов оптических, электронно-микроскопических и рентгенографических исследований; в выявлении и представлении закономерностей, механизмов формирования и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний в сплавах на основе железа, а также в проведении обобщенного анализа экспериментальных результатов. Идеи и научные разработки, результаты научных исследований, изложенные в настоящей диссертации, являются итогом коллективной научной работы в рамках научных школ металлофизиков (ТГАСУ, г.Томск, проф.

Козлов Э.В., проф. Конева Н.А., Иванов Ю.Ф.; СибГИУ, г.Новокузнецк, проф. Громов В.Е.). Они были получены лично автором, под его непосредственным руководством аспирантами и соискателями, либо при его консультативном участии и опубликованы в открытой печати в соавторстве с доктором физико – математических наук, профессором В. Е. Громовым (главы 3 – 11), доктором физико – математических наук, профессором Э. В. Козловым (главы 3 – 11), доктором физико – математических наук, профессором Н. А. Коневой (главы 5, 9), кандидатом технических наук, с.н.с. Н. А. Поповой (главы – 9), доктором физико – математических наук, доцентом, в.н.с. Ю. Ф. Ивановым (главы 3 – 11), доктором физико – математических наук, профессором А. М. Глезером (глава 6), кандидатом технических наук С. Г. Жулейкиным (главы 3, 4, 7), кандидатом технических наук В. П. Гагаузом (глава 8), кандидатом технических наук, доцентом М. П. Ивахиным, кандидатом технических наук, доцентом С. В. Коноваловым и кандидатом технических наук С. В. Воробьевым (главы 5, 9), а также в соавторстве и в результате работы с другими коллегами, в разное время занимавшимися научной работой на кафедрах физики СибГИУ и ТГАСУ, что подтверждается литературными ссылками на источники из перечня библиографического списка диссертации.

Настоящая работа проводилась в соответствии с Грантом Президента РФ по поддержке молодых российских ученых-кандидатов наук и их научных руководителей (шифр МК-3830.2004.8); с программой фундаментальных исследований «Повышение надежности систем: «машина-человек-среда» АН СССР на 1989-2000 г.г.; Федеральной программой «Интеграция» на 1997-2002 г.г. (направление 1.4. проект П00«Фундаментальные проблемы материаловедения и современные технологии»);

Федеральной целевой программой «Интеграция» на 2002-2006 г.г.); Грантами Министерства образования РФ по фундаментальным проблемам металлургии 19982001г.г. и 1996-2004 г.г.; Грантом Российского фонда фундаментальных исследований на 2005-2007; региональной научно-технической программой «Кузбасс» (1997-2000г.г.);

ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России на 2009-2013г.» (госконтракт П332); темами ГОУ ВПО «Сибирский государственный индустриальный университет» и ГОУ ВПО «Томский государственный архитектурно-строительный университет».

Основные положения, выносимые на защиту.

1).Совокупность характеристик, описывающих градиентное структурно-фазовое состояние стали. Данные о типах структурно-фазовых градиентов, формирующихся в объеме и в поверхностных слоях сплавов на основе железа.

2).Совокупность экспериментальных результатов, полученных при исследовании структурно-фазовых состояний в сталях У7А (перлитная структура), 09Г2С (ферритоперлитная структура), 9ХФ (перлитная структура), 9Х2ФМ (перлитная структура), 08Х18Н10Т (аустенитная структура), 60ГС2 (мартенситная структура) и сплаве Fe – (2932) % Ni.

3).Закономерности изменения характеристик зеренно-субзеренной и дефектной структур, фазового состава и внутренних полей напряжений, выявленные при анализе градиентных структурно-фазовых состояний в сталях различных структурных классов при различных видах воздействий.

4).Механизмы формирования градиентных структурно-фазовых состояний, реализующиеся в сталях, подвергнутых внешним воздействиям.

5).Структурно-масштабные макро-, мезо-, микро- и наноскопические уровни проявления градиента структурно-фазовых характеристик, реализующиеся в сталях, подвергнутых различным видам внешнего воздействия.

Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих научных семинарах, симпозиумах, конференциях: научном семинаре кафедры материаловедения в машиностроении Новосибирского государственного технического университета (5 мая 2011 г., проф. А.А.

Батаев), научном семинаре физико-технического института Тольяттинского государственного университета (17 мая 2011 г., проф. А.А. Викарчук), Всероссийской конференции молодых ученых «Физическая мезомеханика материалов», г. Томск, 20г., 2001 г.; Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности», г. Киев (Украина), 2001 г., г. Санкт - Петербург, 2001 г., г. Москва, 2004 г., г. Вологда, 2005 г., г.

Витебск (Беларусь), 2000 г., 2007 г., 2010 г.; «Euro met 2000: European metallographic conference and exhibition», Germany, 2000 г.; «Junior euromat 2000: europian conference», Switzerland, 2000 г.; IV Международном семинаре им В.А. Лихачева «Современные проблемы прочности», г.Великий Новгород, 2000 г., 2003 г.; X International metallurgical and materials conference «Metal-2001», Чехия, 2001 г.; New materials and technologies in XXI-nd centure: proceethings of the sixth Sino-Russian international symposium on new materials and technologies, Китай, 2001 г.; «Progress in metallography: special edition of the practical metallography», Германия, 2001 г.; Межгосударственном семинаре «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», г. Обнинск, 2001 г., 2005 г.; Бернштейновских чтениях «Термомеханическая обработка металлических материалов», г.Москва, 2001 г.;

Международном семинаре «Мезоструктура. Вопросы материаловедения», г. Санкт - Петербург, 2001 г.; IX Международном семинаре «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов», г. Екатеринбург, 2002 г.; I Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», г. Москва, 2002 г.; Петербургских чтениях по проблемам прочности, г. Санкт - Петербург, 2002 г., 2003 г., г. Томск, г. Санкт - Петербург, 2005 г.; г. Санкт - Петербург, 2010 г.;

Всероссийской конференции, посвященной 100-летию со дня рождения академика Г.В.Курдюмова «Дефекты структуры и прочность кристаллов», г. Черноголовка, 2002 г., 2010 г.; The 2-d Russia-Chineese school-seminar fundamental problems and modern technologies of material science (FP.MTMS), г. Барнаул, 2002 г.; III Международной конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений», г.Тамбов, 2003г.; XV Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», г.Тольятти, 2003 г.; 2 - nd International conference and exhibition on new developments in metallurgical process technology, Riva del Garda, Италия, 2004 г.; Metal - 2004: 13 - th International metallurgical and materials conference, Чехия, 2004г.;

Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур.

Прост - 2004», г. Москва, 2004 г.; «Euromat 2005. The biennial meeting of the Federation of European materials societies (FEMS)», г. Прага, Чехия, 2005 г.; IV Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов», г. Черноголовка, 2006 г.;

XVIII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», г. Тольятти, 2006г.; Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», г.Самара, 2006 г., 2009 г.; IX Российско-Китайском симпозиуме «Новые материалы и технологии», г. Астрахань, 20г.; XI международной конференции «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов «ДСМСМС-2008», г. Екатеринбург, 2008 г.; Всероссийской научно-технической конференции к 125-летию со дня рождения И.П.Бардина «Научное наследие И.П.Бардина», г. Новокузнецк, 2009 г.

Публикации. По теме диссертации опубликованы 8 монографий, включая главы монографий, 52 научных статьи, из них 39 в рецензируемых изданиях перечня ВАК Минобрнауки РФ, а также другие статьи и труды конференций.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 11 глав, основных результатов и выводов, изложена на 470 страницах, иллюстрирована 2рисунками, содержит 40 таблиц и библиографический список из 280 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цель исследования, научная новизна, практическая ценность результатов работы и основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе «Градиентные структурно-фазовые состояния в твердых телах и градиентные материалы», носящей обзорный характер, содержится анализ литературных данных о градиентных структурах и функциональных градиентных материалах. Особое внимание уделено современным способам получения и исследования градиентных структурно-фазовых состояний (ГСФС): химикотермической и термомеханической обработке, интенсивной пластической деформации, применению концентрированных потоков энергии (лазерная, плазменная обработка, ионная имплантация и т.п.), электровзрывному легированию. В результате выполненного анализа сформулированы основные задачи диссертационной работы.

Во второй главе «Материалы и методы исследований» представлено описание методов современного физического материаловедения, применяемых при анализе ГСФС, а также обоснование выбора материалов исследований и способы воздействия на их структурно-фазовое состояние. Металлографические исследования шлифов проводили на микроскопе «Эпиквант» с промышленной системой анализа изображений SIAMS 600. Фазовый состав и дефектную субструктуру стали на различных стадиях испытаний осуществляли методами просвечивающей дифракционной электронной микроскопии с использованием приборов ЭМ-125 и ЭМ-125к. Для идентификации фаз, присутствующих в стали, применяли микродифракционный анализ с повсеместным использованием темнопольной методики и последующего индицирования микроэлектронограмм. Изображения тонкой структуры материала были использованы для классификации структуры по морфологическим признакам; определения размеров, объемной доли и мест локализации вторичных фаз и выделений; скалярной и избыточной плотности дислокаций; амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки. Рентгеноструктурный анализ использован для определения фазового состава материалов, кристаллической и кристаллогеометрической характеристик фаз (приборы ДРОН – 3, XRD 6000).

Третья глава «Градиентные структурно-фазовые состояния, формирующиеся в стали при деформации прокатом» посвящена исследованию ГСФС, возникающих в поверхностных слоях опорных прокатных валков из стали 9ХФ в процессе холодной прокатки со скоростью 4 м/с в промышленных условиях Новолипецкого металлургического комбината.

В исходном состоянии пластинчатого перлита плотность дислокаций в материале невелика: в - фазе она составляет величину ~ 0,6 109 см-2, в пластинах цементита дислокации практически отсутствуют. Избыточной плотности дислокаций и дальнодействующих полей напряжений нет.

Исходная структура пластинчатого перлита при пластической деформации претерпевает значительные изменения. При этом на порядок возрастает скалярная плотность дислокаций в - фазе. Накопление дислокаций влечет за собой их перераспределение и, как следствие, фрагментацию материала, т.е. образование разориентированных объемов, разделенных границами дислокационного типа.

Наблюдается два типа фрагментации - первичная и вторичная. При первичной фрагментации структура перлитных колоний в основном сохраняется. На фоне возросшей плотности дислокаций наблюдаются достаточно четкие субграницы, ориентированные в основном поперек ферритных пластин. Фрагменты имеют четко выраженную анизотропную форму. Они удлинены вдоль оси перлитной колонии. При вторичной фрагментации происходит образование дислокационных стенок как поперек, так и вдоль пластин - фазы. Последовавшая после первичной фрагментации деформация и вторичная фрагментация разрушают перлитные колонии, создавая в структуре хаос.

Независимо от типа фрагментов частицы цементита присутствуют, во-первых, в бывших колониях, подвергшихся частичному разрушению. Здесь частицы цементита имеют пластинчатую форму и располагаются вдоль границ фрагментов -фазы. В среднем поперечные размеры частиц составляют величину ~(30 10) нм, продольный размер частиц соответствует размеру длинной стороны фрагмента. Во-вторых, частицы цементита присутствуют в субграницах фрагментации -фазы в виде относительно мелких пластинок, средний размер которых составляет ~(10 2) (30 10) нм. Втретьих, частицы цементита присутствуют внутри фрагментов на дислокациях. Они имеют округлую форму, их размер не превышает 10 нм.

Типичные зависимости количественных характеристик ГСФС при удалении от поверхности приведены на рисунке 1.

Рисунок 1 - Зависимость среднего размера фрагментов D (кривая 1), скалярной плотности дислокаций (кривая 2), объемной доли частиц цементита (3 - в целом по материалу, 4 - на границах, 5 - субграницах, 6 - внутри фрагментов) по мере удаления от поверхности валка Данные рисунка 1 свидетельствуют о том, что по мере развития деформации в материале валка происходят два процесса: 1) разрушение цементитных пластин и «растаскивание» карбидных частиц по объему поверхностных слоев валка и 2) деформационное растворение углерода из цементита. В последнем случае атомы углерода остаются либо на дислокациях, либо в объеме -фазы.

Деформация интенсивнее происходит на поверхности валка, что полностью коррелирует с наблюдающейся структурой. Источниками дальнодействующих полей напряжений в деформированном перлите являются: 1) дислокационные заряды в поляризованной дислокационной структуре в пластинах -фазы; 2) несовместность деформации перлитных колоний. Первые приводят к упруго-пластическому изгибу кристаллической решетки, вторые – к упругому.

Зарождение трещин в материале валка обусловлено высокими внутренними напряжениями, которые соизмеримы с.

В В четвертой главе «Градиент структуры и фазового состава, формирующийся в стали при ударных нагрузках» выполнен анализ формирования ГСФС в стали 9Х2ФМ, образцы которой диаметром 9,5 мм и длиной 23 мм подвергались ударному нагружению с частотой 1 уд./мин.

Поскольку вблизи поверхности деформация максимальна, а на противоположной стороне изделия минимальна, то возникает градиентная структура с переменными характеристиками, закономерно изменяющимися в зависимости от расстояния от поверхности воздействия (рис.2).

Объемная доля совершенного пластинчатого перлита с приближением к поверхности убывает, заменяясь на разрушенный пластинчатый перлит, который, в свою очередь, интенсивно фрагментируется (рис.2а).

Объемная доля дефектного и вторично фрагментированного перлита на поверхности достигает 90%. Очевидно на поверхности аккумулирована большая пластическая деформация. Количество феррита при этом не меняется (~2%). В ходе испытания средний размер перлитных колоний, оставшихся не разрушенными, убывает, а разрушенных колоний возрастает (рис.2в). Это свидетельствует о том, что начинают разрушаться сначала самые крупные колонии. Причем перлитные колонии разрушаются, прежде всего, по краям.

Рисунок 2 - Изменение количественных характеристик при ударном нагружении по мере удаления от поверхности образца Х: а - объемной доли Pv совершенного (1), дефектного (2) и вторично фрагментированного (3) перлита и зерен феррита (4); б - размеров перлитных колоний в совершенном (5, 6) и дефектном (7, 8) перлите (5,7 – длины, 6,8 – ширины); в - толщины цементитных (9) и ферритных (10) пластин в совершенном перлите; г - скалярной плотности дислокаций в среднем по материалу (11) Известно, что в крупных колониях больше расстояние между пластинами цементита и больше их ширина. Как видно на рис.2в, ширина цементитных пластин и межпластинчатое расстояние (ширина ферритных пластин) в колониях совершенного перлита по мере приближения к поверхности образца убывают. Это также подтверждает то, что разрушаются прежде всего крупные цементитные пластины.

Большой вклад в градиентное строение вносят характеристики дислокационных субструктур (рис.2г). Как в -фазе, так и в пластинах цементита вдали от места нагружения величина скалярной плотности дислокаций в совершенном перлите существенно ниже, чем в дефектном. За время работы ударника в течение 1 часа в нем накапливается значительная деформация, во много раз превосходящая 100%.

Соответственно, происходят сильные изменения в структуре перлита и дислокационные изменения.

В главе проведен анализ иерархии уровней деформации стали. На наноуровне наиболее значимым процессом является интенсивное возрастание скалярной плотности дислокаций в ферритных промежутках пластинчатого перлита и в зернах феррита.

На мезоуровне после плотности дислокаций ~1010 см-2 идет процесс формирования самоорганизующейся фрагментированной структуры с размерами фрагментов порядка 200 нм, уменьшающимися по мере приближения к зоне ударного нагружения. Уровень зерна характеризуется высоким коэффициентом анизотропии структур. На макроуровне ГСФС отсутствует.

В пятой главе «Усталостно-индуцированный структурно-фазовый градиент стали 08Х18Н10Т и стали 60ГС2» посвящена анализу результатов изменения дефектной субструктуры и состояния карбидной фазы в аустенитной стали 08Х18Н10Т в состоянии поставки и в стали 60ГС2 со структурой мартенсита, закаленной в течение 1,часов при 800-820оС с последующим охлаждением в воде и отпущенной при 260-280 0С в течение 5 часов. Стали деформировались в процессе многоцикловых (08Х18Н10Т, 60ГС2) и малоцикловых (08Х18Н10Т) усталостных испытаний. Схема усталостных испытаний была аналогичной; параметры усталостных испытаний приведены в таблице 1.

Усталостные испытания были проведены на специальной установке по схеме циклического несимметричного консольного изгиба. Верхнее значение напряжения цикла нагрузки подбиралось экспериментальным путем для использованной марки стали и приведено в таблице 1. Там же указаны основные параметры усталостных испытаний.

Таблица 1 – Параметры циклического нагружения и режимы токовой обработки Марка Р,МПа f, Гц Т, К N1, 104 N2, 104 N3, 104 f1,Гц I,кА , с стали 08Х18Н10Т 80 20 300 0,8 1,3 2 80 8 08Х18Н10Т 20 20 300 10 17 25 70 3 460ГС2 20 20 300 12 14,2 24,6 70 8 Примечание: Р – напряжение циклической нагрузки, f – частота нагружения, Т – температура испытания, N1 – число циклов нагружения перед токовой обработкой, N2 – число циклов разрушения при обычной усталости, N3 – число циклов разрушения образцов, подвергнутых токовой обработке, f1 – частота и I – амплитуда силы электрического тока при воздействии на сталь, – время воздействия. 2 строка – малоцикловые испытания, 3, 4 строка – многоцикловые испытания.

На рисунке 3 приведена зависимость скалярной плотности дислокаций, сосредоточенных в клубковой (кривая 1), сетчатой (кривая 2) и хаотической (кривая 3) дислокационных субструктурах от расстояния до лицевой поверхности образца стали 08Х18Н10Т. Установлены закономерности изменения и других характеристик субструктуры и фазового состояния стали.

Мало- и многоцикловые усталостные испытания аустенитной стали, осуществляемые по непрерывной схеме нагружения приводят к формированию градиентной структуры, характеризующейся закономерными изменениями с увеличением расстояния до поверхности разрушения (плоскости максимального нагружения) средних размеров зерен, коэффициента их анизотропии и угла рассеяния вектора структурной текстуры как для зеренного ансамбля в целом, так и для каждого из выявленных типов зерен (высокоанизотропных, среднеанизотропных и изотропных) отдельно.

Рисунок 3 – Зависимость скалярной плотности дислокаций, расположенных в клубковой (1), сетчатой (2) и хаотической (3) дислокационных субструктурах от расстояния до поверхности максимального нагружения. Сталь 08Х18Н10Т;

многоцикловые усталостные испытания;

разрушенное состояние При малоцикловой усталости микродифракционный анализ структуры стали выявил присутствие в зоне разрушения образца -мартенсита. В области, на расстоянии ~ 1мкм от поверхности разрушения микротрещины практически не наблюдаются и их вклад в деформацию мал. Степень деформации определяется дислокационным скольжением и развитием деформационного превращения. В образце формируется ячеисто-сетчатая и полосовая дислокационная субструктуры, обнаруживаются кристаллы - мартенсита. Не исключено, что полосовая дислокационная субструктура представляет собой остатки анизотропных фрагментов, возникающих на ранних стадиях деформации. Они присутствуют на расстоянии 1,2 мм от поверхности разрушения, т.е. в участках с низкой плотностью дислокаций и без кристаллов - мартенсита.

Наряду с поверхностями раздела деформационного происхождения микротрещины в аустенитной стали могут развиваться в районах с высокой локальной плотностью мелких карбидов или в районе крупных карбидных частиц, где формируется структура с высокой кривизной-кручением кристаллической решетки.

Усталостные испытания стали 60ГС2 сопровождаются закономерным изменением дефектной субструктуры кристаллов мартенсита и карбидной подсистемы материала по мере удаления от зоны разрушения образца, что свидетельствует о формировании усталостно-индуцированного структурно-фазового градиента.

Одним из проявлений усталостно-индуцированного градиента стали 60ГС2 является эволюция структурно-фазового состояния пакета кристаллов мартенсита по мере приближения к поверхности разрушения образца. А именно, выявлены два пути эволюции пакета: в одном случае в объеме пакета наблюдается разрушение границ кристаллов мартенсита путем их рассыпания (рис. 4а), формирование ячеисто-сетчатой дислокационной субструктуры, в которой частицы цементита располагаются по границам ячеек; в другом – субзеренной структуры с последующим протеканием начальной стадии рекристаллизации (рис. 4б).

Средние размеры субзерен и их объемная доля по мере приближения к поверхности разрушения увеличиваются и в слое материала, расположенном вблизи от поверхности разрушения (~1 мкм), составляют 276 нм и ~48%, соответственно (рис. 5). Из представленных на рисунке 5а результатов следует, что скорость увеличения средних размеров субзерен стремительно возрастает вблизи поверхности разрушения.

а б 0,5 мкм 0,5 мкм Рисунок 4 – Электронно-микроскопическое изображение двух типов субструктуры, формирующейся в результате разрушения пакета мартенсита при усталостных испытаниях стали 60ГС2. Стрелками указаны: на (а) – частицы цементита, располагавшиеся по границам кристаллов пакетного мартенсита; на (б) – субзеренная структура Электронно-микроскопические исследования показали, что стремительный рост субзерен связан с включением механизма коалесценции субзерен. Частицы, сдерживавшие рост субзерен, в данном случае не являются эффективным препятствием и сохраняются внутри укрупняющегося таким образом субзерна. При достижении критического размера субзерна превращаются в центры рекристаллизации, способные к самопроизвольному росту.

Увеличение средних размеров и объемной доли субзерен сопровождается ростом азимутальной составляющей угла полной разориентации субструктуры стали (рис. 5 а).

Следовательно, по мере приближения к поверхности разрушения увеличиваются не только средние размеры субзерен, но и степень их разориентации. Следует отметить, что в усталостно разрушенном образце сохраняется некоторое количество пакетов с четко выраженными границами кристаллов мартенсита. Объемная доля таких пакетов снижается по мере приближения к поверхности разрушения (рис. 5 б, кривая 1).

Одновременно с этим возрастают средние поперечные размеры кристаллов мартенсита в пакете (рис. 5 а, кривая 3). Приведенные на рисунке 5 результаты указывают на закономерный характер изменения характеристик зеренно-субзеренной структуры стали.

Рисунок 5 - Зависимость параметров элементов субструктуры стали от расстояния до поверхности разрушения Х. Обозначено на (а): D – средние размеры субзерен (кривая 1) и средние поперечные размеры кристаллов пакетного мартенсита (кривая 3), - азимутальная составляющая полного угла разориентации элементов субструктуры (кривая 2); на (б): Pv - объемная доля: пакетов с четко выраженными границами кристаллов мартенсита (кривая 4); субзеренной структуры (кривая 5); пакетов с рассыпавшимися границами (кривая 6) В главе 6 «Градиентные структуры в сплавах железо-никель, закаленных из расплава» описаны характерные черты макро- и микроградиентных структур, которые образуются в сплавах, содержащих (29-32) % Ni, а также прослежено их влияние на структурно-фазовые превращения и свойства металлических материалов, полученных закалкой из жидкого состояния.

Объектом исследования были выбраны сплавы сплавы Fe – (29-32) % Ni при содержании углерода около 0,02 %. Быстрозакаленные ленты шириной 5 мм и толщиной 50-60 мкм были получены закалкой из расплава методом спиннингования в инертной атмосфере. Часть быстрозакаленных лент предварительно отжигалась в вакууме в интервале температур 800-11000С в течение 1 часа. Мартенситное превращение осуществлялось путем погружения образцов в различные охлаждающие среды с фиксированной температурой (смеси этилового спирта и этилового эфира с жидким азотом).

Установлено, что полученные закалкой из расплава микрокристаллические сплавы Fe с (29-32) % Ni характеризуются макроградиентной и микроградиентной структурами.

Показано, что специфика быстрой кристаллизации приводит к расслоению ленточных образцов по никелю. Содержание никеля в слое толщиной около 10 мкм, который прилегает к свободной поверхности ленты, превосходит равновесное значение даже после отжига при 1000-11000С в течение 1 часа.

Обнаружено, что расслоение по никелю приводит к различным условиям протекания атермического мартенситного превращения при охлаждении быстрозакаленных сплавов до криогенных температур и соответственно к различным значениям микротвердости на контактной и свободной поверхностях ленточных образцов. Главной причиной таких условий в областях, прилегающих к контактной и свободной поверхностям быстрозакаленного ленточного сплава, является наличие макроградиентной структуры, обусловленной неоднородностью химического состава по толщине ленты.

В процессе закалки из расплава в исследованных сплавах происходит весьма заметное расслоение по никелю, и мы имеем дело по существу с естественным ленточным композитом. Наличие подобной макроградиентной структуры не могло не сказаться на специфике механических свойств быстрозакаленных сплавов (рис. 6).

Рисунок 6 - Зависимость величины микротвердости на контактной (1) и свободной (2) поверхностях быстрозакаленной ленты сплава с 32 % Ni от температуры предварительного отжига в течение 1 часа Полученная структура характеризуется наличием дендритных ячеек размером в несколько десятых долей микрона, имеющих форму, близкую к правильным многоугольникам. Ячейки более ярко выраженны на “свободной” (не прилегающей к закалочному диску) поверхности ленты. Наличие ячеистой субструктуры свидетельствуют о том, что в условиях закалки из жидкого состояния в сплавах Fe-Ni реализуется дендритно- ячеистый механизм кристаллизации, и затвердевание осуществляется движением ячеистого фронта кристаллизации, что обусловлено существованием зоны концентрационного переохлаждения расплава и формированием микроградиентных структур.

Проведенный количественный микрорентгеноспектральный анализ показывает, что границы ячеек обогащены никелем (примерно на 1-2 % Ni) по сравнению с центральной зоной ячеек.

Для быстрозакаленных сплавов характерно также наличие дислокационной субструктуры, связанной с закалочными напряжениями и назавершенной структурой границ зерен. Наблюдается заметная корреляция в расположении границ ячеек и дислокаций: накопление дислокаций по границам ячеек происходит так, что дислокационные субграницы практически полностью совпадают с границами ячеек.

Формирование микроградиентных структур в закаленных из жидкого состояния сплавах Fe-Ni может в значительной степени определять специфику их функциональных характеристик и магнитных параметров.

В седьмой главе «Градиент структуры и фазового состава, формирующийся в стали при химико-термической обработке» проанализированы ГСФС в стали с исходной структурой пластинчатого перлита. Образцы имели форму прутков диаметром 44 мм. Цементация осуществлялась с помощью воздействия углеводородного горючего (солярка, керосин), нагретого до температуры 930 - 950 0С в течение 10 – 60 минут.

Исследования поперечного сечения образцов науглероженной стали, выполненные методами металлографии травленого шлифа, выявили, прежде всего, две основные зоны материала (рис.7): 1) зону со значительным пересыщением по углероду – зона фронтальной диффузии (зона интенсивной, или реакционной диффузии) углерода и 2) более протяженную зону, в которой концентрация углерода постепенно приближается к исходной, - зона объемной диффузии (зона термического влияния и слабой диффузии) углерода.

Зонное строение цементованной стали однозначно свидетельствует о градиенте концентрации углерода в стали. Наличие четких границ между зонами указывает о дискретном (кусочно-непрерывном) характере данного градиента (рис.7).

Количественные данные измерений характеристик ГСФС, представленные на рисунке 8, также свидетельствуют о градиентном характере их изменения.

100 мкм Рисунок 7 – Оптическое изображение структуры стали 9ХФ в сечении, перпендикулярном цементованной поверхности. Стрелками: темными отмечена граница между зонами реакционной и объемной (1) и только объемной (2) диффузии углерода, светлыми – структурно-фазовый градиент стали Рисунок 8 – Зависимость от расстояния от поверхности образца объемной доли Pv -фазы (кривая1), -фазы (кривая2) и объемной доли карбида железа (кривая 3), и карбида хрома М23С(кривая 4); сталь 9ХФ; цементация В восьмой главе «Градиент структуры и фазового состава сварного шва» представлены результаты анализа результатов металлографических и электронномикроскопических исследований градиентных структурно-фазовых характеристик тонкой структуры и фазового состава толстых (до 40 мм) сварных швов, изготовленных из стали 09Г2С различными методами после различных сроков эксплуатации до 16 лет.

Кристаллизация сварного шва приводит к формированию структуры, которую по морфологическому признаку можно условно разделить на три характерные области:

центральная, промежуточная и переходная. Первая область располагается в центральной зоне шва; последняя – в зоне, примыкающей к основному металлу, находящемуся в процессе сварки в твердом состоянии; промежуточная – разделяет две рассмотренные выше области.

Выявленные особенности структурно-фазового состояния материала сварного шва позволяют разделить его на зоны, располагающиеся в следующем порядке по мере удаления от центра шва: 1) зона полного разделения фаз и их коагуляции; 2) зона незавершенной коагуляции фаз; 3) зона начального, 4) частичного и 5) полного измельчения зеренной структуры; 6) зона, разделение фаз в которой связано с дефектной субструктурой стали. Анализ схемы строения сварного шва стали 09Г2С, проведенный на основе результатов, полученных методами металлографии травленого шлифа, показывает, что формирующаяся при кристаллизации шва структура является градиентной – по мере удаления от центра шва закономерным образом изменяются средние размеры зерен феррита и перлита, объемная доля перлита и морфология цементита. Особенности строения каждой из выделенных зон, рассмотренные выше, указывают на то, что по мере удаления от центра шва степень неравновесности структуры нарастает.

Результаты количественного анализа выявленных закономерностей структуры сварного шва приведены на рисунке 9. Из представленных на данном рисунке зависимостей следует, что с увеличением расстояния от центра шва средние размеры первичных зерен феррита и перлита уменьшаются, а вторичных зерен феррита увеличиваются (рис.9а). Соответственно этому, объемная доля первичных зерен феррита и перлита снижается, а вторичных ферритных зерен возрастает (рис.9б).

Рисунок 9 – Зависимость средних размеров (а) и объемной долей (б) зерен феррита медленной (1, 4) и быстрой (2, 5) кристаллизации и зерен перлита (3, 6) от расстояния от центра сварного шва а Эксплуатация сварных швов в кожухах а доменных печей в течение 16 лет привела к некоторому увеличению среднего размера б зерен феррита в центральной и промежуточной б зонах сварного шва. Независимо от метода (электродуговой и электрошлаковой) и режима в (автоматический и ручной) сварки, а также в способа исполнения (горизонтальный и вертикальный) сварного шва структура его г имеет градиентное строение, закономерным г образом изменяющееся при удалении от центра шва, и формирующееся в результате д кристаллизации материала.

д Наиболее крупнозернистая структура шва формируется при автоматической е электрошлаковой сварке. Сопоставляя е вертикальное и горизонтальное исполнение шва, можно отметить более крупнозернистую Рисунок 10 - Схема изменения вида (и ферритную и перлитную) структуру и более структуры карбидной фазы (цементита) однородное распределение перлитных зерен в в центральной (а), промежуточной (б-г) первом случае, по сравнению со вторым.

и переходной (д-е) зонах сварного шва Показано, что независимо от способа сварки, материал сварного шва представляет собой феррито–карбидную композицию, морфология которой закономерным образом изменяется по мере удаления от центральной зоны шва к его периферии. Схема изменения вида структуры карбидной фазы (цементита) по мере удаления от центральной зоны шва представлена на рисунке 10. Прежде всего искажается структура перлита (см. переход от рис.10 а к рис. 10 б, в, г). Одновременно в ферритных зернах на дислокациях появляются мелкие частицы (рис.

10 б, в, г). По мере удаления от центральной зоны размеры этих частиц растут (рис.10д), усиливается тенденция к их локализации по границам зерен (рис.10 б - г) и в переходной зоне - по границам пластин видманштеттова феррита. Кроме этого, в переходной зоне наблюдаются частицы цементита, не связанные с дефектами строения (рис.10д,е).

Сопоставляя результаты, представленные на рисунке 10, можно однозначно сказать, что градиентная структура реализуется как на макро-, так и на мезо- и микроуровнях.

Установлено, что независимо от способа сварки дислокационная структура в ферритных зернах представлена следующими типами: хаотической, сетчатой, полосовой и фрагментированной. Все типы дислокационных субструктур присутствуют в центральной зоне шва, а в промежуточной и переходной зонах – только сетчатая субструктура.

Измерение скалярной плотности дислокаций по сечению шва показало, что в ферритных зернах она максимальна в центральной и переходной зонах и минимальна – в промежуточной. В ферритных прослойках перлитных зерен плотность дислокаций по мере удаления от центральной зоны шва постепенно снижается. Обнаружено, что чем больше размер зерна феррита, тем больше величина скалярной плотности дислокаций.

Это свидетельствует о термической деформации шва при остывании изделия.

Средняя скалярная плотность свободных дислокаций (дислокаций, не сосредоточенных в мало- и большеугловых границах), а б к образовавшихся в сварном шве под действием термических и к к фазовых напряжений в процессе к его охлаждения, составляет 0,96 1010см-2 (в ферритных 1 мкм 0,5 мкм зернах – < > 0,98 1010см-2, в феррите перлитных колоний в 0,48 1010см-2). Большая к плотность дислокаций в к ферритных зернах указывает на их меньшую прочность.

Кристаллизация сварного шва приводит к формированию в нем дальнодействующих полей напряжений. Изгибные экстинкционные контуры (К) в Рисунок 11 - Электронно-микроскопическое подавляющем большинстве изображение тонкой структуры в стали 09Г2С случаев начинаются и заканчиваются на границах зерен (рис. 11 а, б) либо на границах раздела феррит / цементит (в перлитных колониях) (рис. 11 в).

По мере удаления от центральной зоны шва в перлитных колониях амплитуда кривизны-кручения быстро уменьшается, в зернах свободного феррита она изменяется немонотонным образом, достигая максимального значения в промежуточной зоне.

При длительной эксплуатации шва кривизна-кручение решетки феррита увеличивается при переходе к пограничной зоне, разделяющей зону расплава и зону термического влияния. Это указывает на наиболее напряженную область сварного шва, которая при неблагоприятных условиях эксплуатации изделия может стать местом зарождения трещин.

В девятой главе «Градиент структуры и фазового состава сталей 08Х18Н10Т и 60ГС2, формируемый при импульсном токовом воздействии на промежуточной стадии усталостного нагружения» анализируются ГСФС в сталях после импульсной токовой обработки. Электростимулирование сталей с параметрами импульсного электрического тока (табл.1) на промежуточной стадии циклических испытаний, как и в случае усталостных испытаний сталей по непрерывной схеме нагружения до разрушения, сопровождается формированием градиентной структуры, характеризующейся закономерными изменениями с увеличением расстояния до поверхности разрушения (плоскости максимального нагружения) характеристик структуры, фазового состава и дефектной системы. Токовая обработка сталей, сопровождающаяся релаксацией дефектной субструктуры и коагуляцией частиц карбидной фазы, не приводит к разрушению градиентного характера структурнофазового состояния материала, сформировавшегося в результате усталостных испытаний.

Электростимулирование стали 08Х18Н10Т, прошедшей усталостные испытания, сопровождается увеличением скалярной плотности дислокаций и замещением субструктуры дислокационного хаоса «упорядоченным» типом дислокационной субструктуры, протеканием начальной стадии рекристаллизации, преобразованием карбидной фазы (растворением частиц, расположенных в матрице, повторным выделением их вдоль внутрифазных границ в виде тонких прослоек и ростом частиц, ранее располагавшихся на границах), залечиванием микротрещин, сформировавшихся в усталостно нагруженном материале вдоль межфазных границ раздела карбид / матрица, релаксацией дальнодействующих полей напряжения (рис. 12).

Последние два процесса, несомненно, являются определяющими в увеличении ресурса работоспособности стали при усталостных испытаниях.

Проведенные в настоящей работе исследования показали, что основными источниками кривизны-кручения кристаллической решетки стали (источниками дальнодействующих полей напряжений) являются частицы карбидной фазы (рис. 12 а), стыки границ (рис. 12 б) и границы (рис. 12 в) зерен. При этом наиболее высокие значения амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки стали фиксируются вблизи частиц карбидной фазы, расположенных в объеме зерен ( 3,4 103 см-1).

Существенно меньше значения амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки исследуемой стали вблизи границ и стыков границ зерен ( 8,5 102 см-1). По мере удаления от источника напряжений кривизна-кручение кристаллической решетки снижается (рис. 12 г). Последнее однозначно свидетельствует о градиентном характере изменения кривизны-кручения кристаллической решетки стали.

Было показано, что усталостные испытания стали 60ГС2 сопровождаются закономерным изменением, что свидетельствует о формировании усталостноиндуцированного структурно-фазового градиента характеристик дефектной субструктуры кристаллов мартенсита и карбидной подсистемы материала по мере удаления от зоны разрушения образца. Показано, что импульсная токовая обработка не приводит к разрушению ГСФС, сформировавшихся в результате многоцикловой усталости.

а б 0,5 мкм 0,5 мкм в г 0,1 мкм Рисунок 12 – Электронно-микроскопическое изображение структуры стали. Стрелками указаны изгибные экстинкционные контуры, наблюдающиеся вблизи частиц карбидной фазы (а), стыков границ (б) и границ (в) зерен. Исходное состояние. Черными стрелками указаны изгибные экстинкционные контуры, светлой стрелкой – частица карбидной фазы; г - градиент кривизны-кручения кристаллической решетки стали, формируемого частицей карбидной фазы, расположенной в объеме зерна (кривая 1), и границей зерна (кривая 2) В десятой главе «Эволюция структуры и фазового состава стали У7А, подвергнутой обработке сильноточным электронным пучком» излагаются результаты качественного и количественного анализа ГСФС стали У7А, сформированных обработкой импульсными электронными пучками.

Электронно-лучевая обработка образцов осуществлялась на ускорителе с плазменным источником электронов на основе дугового разряда низкого давления с холодным катодом. Диаметр пучка составлял 6-10 мм. Параметры пучка: энергия электронов U = 25 кэВ, длительность импульса = 60 мкс, плотность энергии ES 70 Дж/см2, число импульсов воздействия N = 1. Плотность энергии пучка соответствовала равномерному плавлению материала в «пятне» облучения – время жизни расплава t 370 мкс, толщина расплавленного слоя h 35 мкм. Скорости нагрева и охлаждения на поверхности расплава составляют V ~107 К/с. Плотность энергии определялась с помощью микрокалориметра, расположенного за отверстием в коллекторе, на котором крепился образец. Одновременно фиксировали осциллограммы напряжения на диоде и тока на коллектор, необходимые для тепловых расчетов.

Электронно-пучковая обработка (ЭПО) сопровождается плавлением стали;

формированием зоны твердофазного преобразования структуры с участием полиморфного превращения и зоны термического влияния, в которой преобразования структуры стали осуществляются в температурной области стабильности -фазы.

В центральной зоне сверхвысокие скорости нагрева (107…108 К/с) до температуры плавления, сверхмалые времена (доли секунды) существования расплава, сверхвысокие скорости кристаллизации и охлаждения (~107 К/с) поверхностного слоя не приводят к формированию однородного раствора углерода в - железе. Закалка такого раствора сопровождается полиморфным превращением с формированием многофазной структуры. Основной ( 65 %), как показали электронно-микроскопические дифракционные исследования, является -фаза (мартенсит); остальное – остаточный аустенит. В зоне твердофазного преобразования структуры, разделяющей зону жидкофазного преобразования и зону термического влияния, повторная закалка стали из твердого состояния сопровождается формированием структуры, в которой объемная доля остаточного аустенита составляет единицы процента. В зоне термического влияния остаточный аустенит отсутствует.

В рассматриваемом случае ГСФС уверенно фиксируются методами электронной микроскопии на расстоянии 3…5 см от центра воздействия и могут быть отнесены к градиентам, реализующимся на макроскопическом уровне.

Одновременно с этим в зоне расплава формируется микроградиент фазового состава стали, реализующийся на уровне масштаба отдельных зерен или их некоторого количества. В первом случае объемная доля остаточного аустенита изменяется в пределах от 5 до 35 % на расстоянии 5…10 мкм и фиксируется при переходе от пакетного мартенсита к пластинчатому. Во втором случае различие в объемных долях остаточного аустенита соседних зерен может достигать 85-90%. При малых значениях объемной доли остаточного аустенита -фаза располагается в виде прослоек между кристаллами мартенсита. С ростом объемной доли остаточного аустенита в зерне морфология его изменяется от островков до областей, в которых кристаллы мартенсита занимают незначительную часть объема.

Формирование микроградиента фазового состава в зоне существования расплава является следствием неоднородного распределения углерода в исходной стали. А именно, в объемах, содержащих частицы глобулярного цементита субмикронных размеров, в результате высокоскоростных плавления и последующей кристаллизации сохраняется повышенная концентрация углерода, что стабилизирует -фазу, способствуя сохранению обширных областей остаточного аустенита. Объемы зерна исходной стали, содержащие кристаллы мартенсита, повторно закаливаются с образованием прослоек остаточного аустенита и сохранением минимальной его объемной доли.

Пример формирования микроградиента фазового состояния стали приведен на рисунке 13. Слой, примыкающий к окружающей частицу -матрице, сформирован кристаллами мартенсита и островками остаточного аустенита. Кроме этого, в объеме переходного слоя присутствуют наноразмерные (~15 нм) частицы вторичного цементита. Можно предположить, что многослойное строение переходного слоя, формирующееся на данной стадии, связано с присутствием как жидкофазного, так и твердофазного механизмов растворения. Подслой, примыкающий к частице, формируется в результате жидкофазного механизма растворения, т.е. в результате контактного плавления стали вдоль границы раздела карбид / матрица.

Высокоскоростная кристаллизация расплава привела к формированию наноразмерных кристаллитов - Fe и островков -фазы.

а б в 1 г 100 нм Рисунок 13 - Электронно-микроскопическое изображение структуры, формирующейся вблизи границы раздела частица цементита / -фаза; а – светлопольное изображение; б, в – темные поля, полученные в рефлексах [110]-Fe и [002] -Fe, соответственно; г – микроэлектронограмма, стрелками указаны рефлексы темного поля. Сталь У7А. Стрелкой на (а) указано направление изменение фазового состава стали а б 0,1 мкм в г Рисунок 14 - Электронно-микроскопическое изображение структуры, формирующейся в результате высокоскоростного плавления и кристаллизации объема стали, содержащего глобулу цементита; а – светлопольное изображение; б – микроэлектронограмма, стрелками указаны рефлексы темного поля (1 – к в, 2 – к г); в, г – темные поля, полученные в рефлексах [002] -Fe (в) и [130]Fe3C (г). Сталь У7А На рисунке 14 приведен пример формирования микроградиентной структуры, обусловленный локальным растворением глобулярной частицы цементита в условиях высокоскоростного нагрева стали, реализованного в методе электронно-пучковой обработки.

Нагрев, плавление, кристаллизация и закалка объема стали, содержащего до воздействия электронного пучка частицу цементита, приводит к формированию в данном объеме так называемой пластинчатой эвтектики, состоящей из чередующихся пластин феррита и аустенита, разделенных тонкими прослойками вновь образованного цементита.

Преобладающей фазой, как следует из анализа структуры темнопольным методом, является остаточный аустенит. Глобула первичного цементита не выявляется.

Заключительная одиннадцатая глава «Закономерности и механизмы формирования градиентных структурно-фазовых состояний в сплавах на основе железа» посвящена анализу общих закономерностей формирования и эволюции ГСФС при различных внешних механических и энергетических воздействиях на стали различных структурных классов. В ней с единых позиций и в одной последовательности обобщены результаты 3-10 глав и выполнен анализ закономерностей проявления градиентов характеристик фазового состава, зеренной и внутризеренной структуры на нано-, микро-, мезо- и макромасштабных уровнях. Отмечено, в частности, что в зависимости от закономерностей изменения характеристик материала, ГСФС делятся на непрерывные (монотонное изменение параметров), дискретные (кусочно-непрерывное изменение характеристик), смешанные (оба случая одновременно). Значения изучаемых характеристик материала могут возрастать, убывать и колебаться.

Непрерывные градиенты рассмотрены на примере дальнодействующих полей напряжений. Морфология изгибных экстинкционных контуров характеризует градиент изгиба-кручения кристаллической решетки материала, величина поперечного размера контуров – степень изгиба-кручения кристаллической решетки. Изучая характер и расположение экстинкционных изгибных контуров в структуре материала, можно сделать вполне определенное заключение об источниках полей напряжений, объемах их локализации и путях компенсации.

В качестве примера формирования дискретного градиента рассмотрены структуры цементации стали. Науглероживание стали 9ХФ сопровождается формированием зонного строения материала, при котором характеристики (например, фазовый состав и объемная доля фаз) меняются скачком.

Отмечено, что полученные закалкой из расплава сплавы Fe - (29-32) %Ni, характеризующиеся макро- и микроградиентными структурами, обладают дискретнонепрерывным градиентом химической неоднородности. Наложение микро- и макроградиента плотности дислокаций позволяет говорить о существовании смешанного градиента плотности дислокаций.

Поскольку большинство используемых в технике градиентных структур являются искусственными и делятся, в зависимости от их размещения в объеме материала, на два больших класса: объемные и поверхностные, то с этих позиций рассмотрены ГСФС, сформированные различными методами. Особенности организации объемных градиентов рассмотрены на примере толстых сварных швов. Отмечено, что кристаллизация сварного шва сопровождается формированием градиентной зеренной структуры, характеризующейся закономерным изменением размеров зерен по мере удаления от центра шва.

Одновременно с зеренной структурой закономерным образом изменяется и морфология карбидной фазы сварного шва. Сварной шов стали 09Г2С представляет собой феррито-карбидную композицию, морфология которой зависит от расположения в объеме шва.

Закономерности формирования поверхностных ГСФС в тонких слоях, где они фиксируются, проанализированы на примере преобразования мартенсита закалки исходного состояния стали У7А при обработке электронным пучком.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ В работе методами современного физического материаловедения (оптической, электронной дифракционной и сканирующей микроскопии, рентгеноструктурного и рентгеноспектрального анализа) проведены исследования структуры и свойств сталей различных структурных классов, подвергнутых деформации при прокатке, ударному нагружению, усталостным испытаниям с промежуточным импульсным токовым воздействием, полученных при скоростной закалке из жидкого состояния спиннингованием, химико-термической обработке (цементации), термической обработке при формировании швов сварных соединений, облучению импульсным сильноточным электронным пучком.

Установлено, что все виды воздействия сопровождаются формированием в объеме и в поверхностных слоях материала градиентных структурно-фазовых состояний (ГСФС), характеризующихся закономерным изменением, в зависимости от расстояния до точки отсчета, выявленных структурно-фазовых характеристик материалов: фазового состава, размеров и объемной доли зерен, субзерен и фрагментов, морфологии структурных и фазовых составляющих, скалярной плотности дислокаций, кривизны-кручения кристаллической решетки структурных составляющих, дальнодействующих полей напряжений от различных источников.

Предложена оригинальная классификация градиентных структурно-фазовых состояний, основанная на выделении двух классов – естественные (природные) и искусственные (созданные в ходе технической деятельности) состояния. В каждом из данных классов выделены объмные и поверхностные (в зависимости от их расположения в объме материала), непрерывные (непрерывное изменение характеристик), дискретные (кусочно-непрерывное изменение характеристик) или смешанные (оба случая одновременно), протяжнные (от миллиметров и более), локализованные (сотни нанометров) и субмикроскопические (единицы-десятки нанометров) градиентные структурно-фазовые состояния. ГСФС описываются возрастающими, убывающими или колеблющимися характеристиками, изменяющимися синхронно или асинхронно с различными скоростями в одном или нескольких направлениях.

Показано, что формирование градиентных структурно-фазовых состояний в исследованных материалах осуществляется на различных структурных (образец в целом, группа зерен, зерно, субзерно, кристалл мартенсита и пластина феррита в перлитной структуре) и масштабных (макро-, мезо-, микро- и нано-) уровнях.

В результате выполненных исследований сделаны основные выводы.

1. Установлено, что поверхностная обработка всегда сопровождается формированием градиентной структуры поверхностных слоев (поверхностные градиентные структуры) и прилежащих к ним объемов (объемно-поверхностные градиентные структуры) материалов, подвергнутых деформированию в процессе прокатки (сталь 9ХФ) и ударного воздействия (сталь 9Х2ФМ).

Выявлен градиент морфологии структуры перлита, морфологии и размеров частиц второй фазы, обусловленный перемещением атомов элементов в процессе деформации при ударном воздействии и прокатке.

2. Показано, что по мере приближения к поверхности воздействия объемная доля совершенного пластинчатого перлита убывает (градиент dPv/dx=(-0,52 8,68) %/мм), он заменяется на разрушенный (дефектный) перлит, объемная доля которого возрастает (градиент dPv/dx=(1,21-6,15)%/мм) и увеличивается объемная доля фрагментированного перлита (градиент dPv/dx=(-1,27-0,81) %/мм). При этом средние продольные и поперечные размеры совершенных перлитных колоний убывают (градиент dL/dx=(0,71-0,08)·10-3 и dH/dx=(0,670,13)·10-3), а средние продольные и поперечные размеры дефектного перлита возрастают (градиент dL/dx=(-0,35-0,46)·10-и dH/dx=(-0,11-0,26)·10-3) по мере приближения к поверхности воздействия.

3. Обнаружен градиент концентрации атомов углерода и объемной доли частиц цементита, расположенных на границах перлитных колоний, зерен, субграницах и внутри фрагментов, сформированных в результате первичной и вторичной фрагментации стали 9ХФ в процессе прокатки. Показано, что развитие деформации сопровождается следующими процессами: образование ячеистой субструктуры у межфазной границы «цементит – феррит», диффузия атомов углерода из поверхностных слоев пластин цементита в ядрах скользящих дислокаций (атмосферах Коттрелла) к дислокациям и другим дефектам (вакансиям, субграницам, границам зерен, микротрещинам) в объеме -фазы, разрезание пластин цементита движущимися дислокациями и перемещения отдельных частиц цементита по механизму ГегузинаКривоглаза в полях внутренних напряжений, созданных ячеистой дислокационной субструктурой, образование наноразмерных частиц цементита на субграницах -фазы, формирование фрагментированной субструктуры.

Установлено, что расстояния, отвечающие траекториям перемещения атомов углерода в структуре пластинчатого перлита, составляют единицы-десятки нанометров.

Следовательно, выявленный градиент реализуется на наноскопическом уровне.

Измерения показали, что по мере приближения к поверхности валка объемная доля частиц цементита в стали в целом и расположенных на границах перлитных колоний и зерен, а также на субграницах монотонно уменьшается (градиенты dср/dx=(-0,070,15) %/мм; dгр/dx=(-0,060,16) %/мм; dсубгр/dx=(-0,060,12) %/мм). При этом одновременно фиксируется слабое увеличение объемной доли цементита в объеме фрагментов на дислокациях (градиент dфр/dx=(0,03-0,06) %/мм), а на границах, окружающих вторичные фрагменты, дислоцируется значительно меньше цементита, что связано с их более поздним образованием по степени деформации.

4. Установлена корреляция между изменением скалярной плотности дислокаций и размером фрагментов во фрагментированной дислокационной субструктуре: по мере приближения к поверхности образца скалярная плотность дислокаций возрастает (градиент d/dx=(0,010,005)·1011 cм-3), а размер фрагментов во фрагментируемой дислокационной структуре уменьшается (градиент dD/dx=(-0,04-0,12)·10-3).

Показано, что в совершенном перлите скалярная плотность дислокаций с деформацией возрастает, в дефектном перлите она изменяется слабо, во вторичных фрагментах перлита она имеет самые высокие значения, а в зернах структурно свободного феррита имеет наименьшие значения.

5. Выявлен подобный характер закономерностей, описывающих изменение средних значений, упругих и пластических составляющих кривизны-кручения решетки и полного внутреннего напряжения (представленного суммой упругой и пластической составляющих) в материале, инициированных в процессе прокатки и ударного воздействия.

Обнаружено, что по мере приближения к поверхности прокатки возрастают значения кривизны-кручения кристаллической решетки () и внутренних полей напряжений () (градиенты dср/dx=(0,09-0,28)·104 cм-2; dупр/dx=(0,10-0,22)·104 cм-2; dпл/dx=(0,020,06)·104cм-2; d/dx=(-0,172,73)ГПа/мм). Отмечено, что изгиб-кручение кристаллической решетки имеет преимущественно упругое происхождение, обусловленное несовместностью деформации карбидной фазы (цементита Fe3C) и феррита перлитных колоний (-фаза). Показано, что в процессе ударного воздействия вклады упругой и пластической составляющих в значение кривизны-кручения кристаллической решетки равнозначны в любом объеме материала и возрастают вблизи поверхности нагружения (градиенты dср/dx=(-0,07-0,04)·104 cм-2; dупр/dx=(0,060,02)·104 cм-2; dпл/dx=(-0,01-0,03)·104 cм-2).

Установлено, что основной вклад в суммарное среднее значение внутренних полей напряжений () вносит их упругая составляющая (упр), увеличивающаяся с большей скоростью (градиенты - dупр/dx=(-0,08-0,01) ГПа/мм), чем пластическая составляющая (градиент dпл/dx=(-0,003-0,02) ГПа/мм). При этом суммарные дальнодействующие поля напряжений при приближении к поверхности образца увеличиваются примерно в раза (градиент dср/dx=(-0,08 -0,01) ГПа/мм), достигая в сильно наклепанной области значений ~1600 МПа по сравнению со значениями вдали от зоны нагружения, равными ~600 МПа.

Закономерности изменения структурно-фазовых характеристик в совокупности с оценками степеней деформации, достигающих максимальных значений на поверхности валка (max =70%) и на поверхности удара (max =57%) и минимальных значений на расстоянии 10 мм от поверхности валка (min = 40%) и на расстоянии 10 мм от поверхности удара (min = 22%), указывают на интенсивное развитие деформации на поверхности материалов.

6. Установлено, что многоцикловые и малоцикловые усталостные испытания аустенитной стали 08Х18Н10Т сопровождаются формированием в материале градиентной структуры объемно-поверхностного типа, выявленной на мезо-, микро- и наномасштабном уровнях и характеризующейся закономерными изменениями с увеличением расстояния до плоскости максимального нагружения (поверхности разрушения) средних продольных и поперечных размеров зерен, коэффициента их анизотропии и угла рассеяния вектора структурной текстуры как в среднем по ансамблю зерен, так и для каждого из выявленных классов зерен: высокоанизотропных, среднеанизотропных и изотропных.

Обнаружено, что после N1~105 циклов нагружения средние продольные и поперечные размеры зерен по мере приближения к зоне максимального нагружения вначале уменьшаются (градиенты dL/dx=(13,080,81)·10-3; dD/dx=(5,120,66)·10-3), а затем возрастают (градиенты dL/dx=(0,816,55)·10-3; dD/dx=(0,662,02)·10-3). Выявлен подобный характер изменения коэффициента анизотропии зерен, значения которого вначале уменьшаются (градиент - dK/dx=(0,470,05) мм-1), а затем увеличиваются (градиент dK/dx=(0,050,66) мм-1). Однако, значения вектора рассеяния структурной текстуры вначале возрастают (градиент d/dx=(-14,92-2,32) град/мм), а затем убывают (градиент d/dx=(6,0818,69) град/мм).

Показано, что увеличение числа циклов нагружения до разрушения (N3~1,7·105) усиливает градиентный характер зеренной структуры. Выявлена область локализации зерен минимальных размеров на расстоянии ~2 мм от зоны разрушения и отмечен более плавный характер эволюции поперечных размеров зерен по сравнению с их продольными размерами.

7. Обнаружено, что в сталях формируется непрерывный градиент дальнодействующих полей напряжений (ДПН), выражающийся в снижении их величины по мере удаления от источника кривизны-кручения кристаллической решетки либо упругого происхождения, возникающего при неоднородной деформации материала (стыки и границы зерен поликристаллов, дисперсные недеформируемые частицы, микротрещины), либо пластического происхождения, когда изгиб создается избыточной плотностью дислокаций.

Установлено, что усталостные испытания стали 08Х18Н10Т приводят к появлению дальнодействующих полей напряжений упругой природы от частиц карбидной фазы, границ и стыков границ зерен и микротрещин, убывающих по мере удаления от соответствующего источника (градиенты d/dx=(-23,459,90)·107см-2 – от частицы карбида; d/dx=(-6,262,81)·107см-2 – от границы зерна; d/dx=(-87,0646,35)·106см-2 – от микротрещины). Показано, что наиболее напряженными являются участки материала, расположенные вблизи микротрещин (микр~87,06·102см-1), частиц карбидной фазы внутри зерен (карб~3,4·103см-1), а наименее напряженные – вблизи границ и стыков зерен (гр~8,5·102см-1).

8. Установлено, что структурно-фазовое состояние быстрозакаленных микрокристаллических сплавов на основе железа, содержащих 2932 % Ni, полученных закалкой из жидкого состояния, описывается смешанным типом градиента, сочетающего непрерывное и дискретное изменение характеристик (концентрации никеля, плотности дислокаций, линейной плотности границ ячеек кристаллизации) по мере удаления от поверхности воздействия, и проявляющегося на макро- и микромасштабных уровнях.

Выявлены различные значения концентрации никеля по толщине ленты в слое размером ~10 мкм (макроуровень). Это является главной причиной различных условий протекания мартенситного превращения по сечению ленты, оказывающего существенное влияние на механические свойства сплавов (более низкие значения микротвердости сплава на свободной поверхности – HV=(3-4)·103 МПа по сравнению с ее значениями на контактной поверхности – HV=(8,5-9,5)·103 МПа).

Показано, что дендритно-ячеистый механизм кристаллизации при высокоскоростной закалке из расплава сопровождается образованием внутри зерен мартенсита дендритных ячеек размером несколько десятых долей микрометра. Это приводит к различию в значениях концентрации атомов никеля (> 1-2%) и дефектов закалки, дислоцированных на границах и в срединных областях ячеек, то есть к формированию градиента микроскопического уровня.

9. Установлено, что при химико-термической обработке стали 9ХФ формируется объемно-поверхностный градиент характеристик структуры и фазового состава на мезоскопическом уровне, фиксирующийся в сравнительно небольшой (единицы миллиметра) толщине поверхностного слоя материала.

Выявлено зонное строение цементованной стали 9ХФ по сечению образца, связанное с изменением структурно-фазового состояния материала, и сформированное путем реакционной диффузии или объемной диффузией атомов углерода. Наличие зон и четких границ между ними указывает на формирование дискретного градиента характеристик структурно-фазового состояния (концентрации атомов углерода, фазового состава, морфологии и объемной доли фаз) стали, изменяющихся скачком при переходе через границу раздела.

Показан немонотонный характер изменения объемной доли карбидов железа (градиент d/dx=(-0,23-0,00)·103 %/мм) и карбидов хрома (градиент d/dx=(0,14 0,11)·103 %/мм), квазипериодическое изменение объемной доли -фазы вблизи значения dPv/dx = 0,03·103 %/мм и немонотонное изменение объемной доли –фазы (градиент dPv/dx = (0,140,63)·103 %/мм) и среднего размера зерен металлической матрицы. Градиент фазового состава цементованной стали закономерным образом связан с градиентом концентрации углерода в процессе его гетеродиффузии, а именно:

при уменьшении содержания углерода в материале основной становится фаза с меньшей растворимостью углерода в последовательности: Fe3C (0,25 ат. %С) - фаза (0,ат.%С) - фаза (10-4 ат.%С).

Наличие градиента температуры сопровождается дифференциацией зоны термического влияния. Установлено, что в ее высокотемпературной области и превращения с одновременным протеканием реакционной и объемной диффузии атомов углерода приводят к стабилизации -фазы из-за ее насыщения атомами углерода и, соответственно, к росту размеров зерен металлических - и -фаз, а затем – к их снижению в ее низкотемпературной области, где имеют место объемная диффузия атомов углерода и карбидные превращения.

10. Установлено, что кристаллизация сварного шва стали 09Г2С сопровождается формированием в объеме двухфазной градиентной структуры на макроскопическом уровне. Она характеризуется закономерным изменением размеров и объемной доли зерен феррита медленной и быстрой кристаллизации и зерен перлита, морфологии карбидной фазы и характеристик дефектной подсистемы по мере удаления от центра сварного шва. В градиентной структуре обнаружены следующие зоны:

центральная, описываемая относительно медленной кинетикой кристаллизации с последующим полным разделением фаз (колонии пластинчатого перлита и зерна феррита) на стадии полиморфного -превращения по диффузионному механизму, промежуточная, отличающаяся суперпозицией процессов медленной и быстрой кристаллизации, и связанная с образованием зрен феррита двух масштабных уровней, частиц цементита глобулярной морфологии и практически полным вырождением перлитной структуры, переходная (зона термического влияния), характеризующаяся протеканием процессов рекристаллизации при относительно высоких скоростях охлаждения с формированием на границе раздела расплав/твердое тело видманштеттова феррита, содержащего частицы цементита.

Установлено, что влияние разогрева и термических напряжений инициирует протекание процессов динамической (собирательной) рекристаллизации и формирование неоднородной морфологической структуры. Показано, что это приводит к возрастанию характеристик зерен феррита быстрой кристаллизации (градиенты dD/dx=(0,330,08)·10-6 и dPv/dx=(08,21) %/мм) и к убыванию характеристик зерен феррита медленной кристаллизации и перлита (градиенты dD/dx=(-0,75 -1,32) ·10-3 и dPv/dx=(-3,94 -2,36) %/мм; dD/dx=(-1,72 -0,18) ·10-3 и dPv/dx=(-1,17 0,19) %/мм).

11. Установлено, что импульсная токовая обработка аустенитной стали 08Х18Н10Т способствует сглаживанию градиента характеристик структуры материала. Отмечено уменьшение эффективного размера зерен, увеличение значений скалярной плотности дислокаций в зоне разрушения (= 1,5·1010 см-2 – до электростимулирования и =1,6·10см-2 - после токового воздействия) и уменьшение на расстоянии ~100 мкм от нее (= 3,2·1010 см-2 – до электростимулирования и =2,6·1010 см-2 - после токового воздействия). Показано, что по мере удаления от поверхности разрушения закономерным образом изменяются значения плотности пластин -мартенсита, микротрещин и изгибных экстинкционных контуров, а также кривизны-кручения кристаллической решетки -фазы.

Вскрыты (на мезо-, микро- и наноуровнях) микромеханизмы пластифицирующего эффекта воздействия импульсного электрического тока: протекание процессов динамической (собирательной) рекристаллизации, изменение (замедление) кинетики самоорганизации дислокационной субструктуры, подавление мартенситного деформационного превращения, развитие вторичного скольжения при уменьшении внутренних напряжений, коагуляция частиц карбидной фазы, высокоскоростная диффузия атомов углерода по дислокациям, субграницам и границам зерен, неоднородный локальный разогрев вследствие неоднородного электросопротивления твердого раствора, обусловленного его неоднородной атомной и дефектной субструктурой. Это дает основания утверждать о природе повышения усталостного ресурса выносливости материала примерно в 1,46 раза при многоцикловой и в 1,5 раза - при малоцикловой усталости.

12. Установлено, что в результате многоцикловых усталостных испытаний образцов стали 60ГС2 и промежуточного импульсного токового воздействия на нее формируется градиент размеров и объемной доли субзерен в кристаллах пакетного мартенсита, выявленный на микро- и наноуровне.

Электропластификация стали сопровождается образованием кристаллов пакетного мартенсита двух типов на удалении ~4 мм от поверхности разрушения. Первый – с четкими границами пакетов с фрагментированной дислокационной субструктурой.

Вблизи поверхности разрушения они становятся местами зарождения субзеренной структуры. Второй – с рассыпающимися границами пакетов, в которых фиксируется зеренная структуры с ячеисто-сетчатым типом дислокационной субструктуры.

Показано, что по мере приближения к поверхности разрушения средние размеры и объемная доля субзерен увеличиваются быстрее (градиенты dD/dx=(50300)·10-6 и dPv/dx=(5,1423,61) %/мм), что связано с включением механизма их парной коалесценции.

13. Установлено, что электронно-пучковая обработка (ЭПО) стали У7А, содержащей в исходном состоянии частицы глобулярного цементита субмикронных размеров 0,1-0,мкм, приводит к формированию в поверхностном слое толщиной ~20 мкм градиента структурно-фазового состояния. Показано, что он обусловлен градиентом поля температур (~109K/м), убывающим по мере удаления от границы с центром облучения, неоднородным распределением углерода, стабилизирующим -фазу, в исходном состоянии, растворением глобулярного цементита и заключается в закономерном изменении объемной доли остаточного аустенита на макро- (расстояния 3-5 см от центра ЭПО) и микроскопическом (области отдельных зерен и их групп размерами 5-10 мкм) уровнях.

14. Диагностированы различные стадии растворения глобул цементита и преобразования структуры объема -фазы (мартенсита), прилегающего к растворяющейся частице. Установлено, что в центре ЭПО (зона существования расплава) в результате закалки стали со сверхвысокими скоростями нагрева (V~(107109)K/c), кристаллизации и охлаждения поверхностных слоев (V~1010K/c) в течение малых времен выравнивания температуры по объему мишени (t~10 мс) формируется многофазная структура, основным компонентом которой является мартенсит пластинчатой морфологии (~65%), остальное - остаточный аустенит (~35%).

Показано, что в зоне термического влияния на расстоянии ~10-12 мм от центра ЭПО фиксируется структура, характерная для разных стадий распада твердого раствора на основе -фазы и преобразования дислокационной субструктуры – фрагментация кристаллов, формирование субзерен и зерен рекристаллизации, образование вблизи частицы Fe3C дефектного слоя толщиной ~100 нм, многослойной структуры переходных зон толщиной ~200 нм, состоящей из кристаллитов мартенсита с размерами ~40 нм, островков остаточного аустенита и частиц вторичного цементита размером ~15 нм.

Высказано предположение, что такое строение переходного слоя может быть обусловлено как жидкофазным, так и твердофазным механизмами растворения.

Установлено, что формирование градиента плотности дислокаций и градиента упругих полей напряжений на микроскопическом уровне вызвано различными значениями коэффициентов термического расширения частиц Fe3C и -фазы, инициирующих появление на электронно-микроскопических изображениях структуры изгибных экстинкционных контуров, указывающих на наличие упругих искажений решетки.

Обнаружено, что в непосредственной близости от центра ЭПО температура материала превышает температуру полиморфного превращения. Это приводит к повторной закалке стали с формированием высокодисперсных кристаллов мартенсита и пластинчатой эвтектики (чередующихся пластин феррита и аустенита) в объеме, окружающем практически полностью растворившуюся частицу цементита.

Сформированная структура характеризуется градиентом фазового состава как микро- (единицы-десятки мкм), так и субмикроскопического уровней (до 1000 нм) вдоль направления, пересекающего пластины фаз -Fe Fe3C-Fe.

Основное содержание диссертации опубликовано:

I. В монографиях и главах монографий:

1. Соснин О.В., Громов В.Е., Козлов Э.В., …, Коваленко В.В. и др. Малоцикловая усталость и электростимулирование (роль электростимулирования в пластификации стали 08Х18Н10Т, подвергнутой малоцикловым усталостным испытаниям) /Электростимулированная малоцикловая усталость. М.:«Недра коммюникейшинс ЛТД». - 2000. - С.69 -103.

2. Конева Н.А., Соснин О.В., Теплякова Л А., …, Коваленко В.В. Эволюция дислокационных субструктур при усталости. Новокузнецк: СибГИУ.- 2001. - 97с.

3. Козлов Э.В., Громов В.Е., Коваленко В.В. и др. Градиентные структуры в перлитной стали /Новокузнецк: СибГИУ. -2004. - 224с.

4. Соснин О.В., Громов В.Е., Козлов Э.В., …, Коваленко В.В. и др. Усталость сталей при импульсном токовом воздействии / Новокузнецк: СибГИУ. - 2004. - 464с.

5. Иванов Ю.Ф., Коваленко В.В., Козлов Э.В. и др. Градиентные структурнофазовые состояния в сталях. Новосибирск: Изд-во «Наука». - 2006. - 280с.

6. Vorobiev S.V., Gromov V.E., Gromova A.V., …, Kovalenko V.V. etc. How to increase the fatigue life of steels with different structures: ideas and ways of decisions / Структура и свойства перспективных металлических материалов. Томск: Изд-во НТЛ.

- 2007. - С. 537 - 573.

7. Gromov V.E., Sosnin O.V., Kozlov E.V., …, Kovalenko V.V. etc. Electrostimulated fatique in steels and alloys with different structure /Chine-Russia Simposium “Electroplastic effect In metals”. Novokuznetsk: SibSIU. - 2007. - 320с.

8. Коваленко В.В., Козлов Э.В., Иванов Ю.Ф и др. Физическая природа формирования и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний в сталях и сплавах. Новокузнецк: Изд-во ООО «Полиграфист».- 2009. - 557с.

II. В изданиях, рекомендованных ВАК Минобрнауки РФ:

9. Коваленко В.В., Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. и др. Модификация структуры и фазового состава стали Х18Н10Т импульсным током// Изв. вузов. Чер. металлургия. - 2000. -№ 10. - С. 41-45.

10. Петрунин В.А., Коваленко В.В., Коновалов С.В. и др. Пластическая деформация в условиях электростимулированного усталостного разрушения // Изв.

вузов. Чер. металлургия. - 2000. - № 12. - С. 46-49.

11. Коваленко В. В., Иванов Ю.Ф., Соснин О.В. и др. Механизмы повышения выносливости нержавеющей стали, подвергнутой малоцикловым усталостным испытаниям// Изв. вузов. Чер. металлургия. - 2000. - № 12. - С. 57-59.

12. Коваленко В.В., Соснин О.В., Иванов Ю.Ф. и др. Электростимуляция дефектной структуры и фазового состава стали Х18Н10Т при малоцикловых усталостных испытаниях// Физика и химия обработки материалов. - 2000. - № 6. - С.

74 - 80.

13. Иванов Ю.Ф., Лычагин Д.В., Громов В.E., …, Коваленко В.В. и др.

Мезоскопическая субструктура и электроимпульсное подавление усталостного разрушения// Физическая мезомеханика. - 2000. - Т. 3, № 1. - С. 103 - 108.

14. Ветер В.В., Козлов Э.В., Жулейкин С.Г., …, Коваленко В.В. и др. Фазовый анализ и тонкая структура стали 9ХФ после высокотемпературной цементации// Изв.

вузов. Физика. Приложение. - 2002. -№ 3. - С. 18 - 27.

15. Громов В.Е., Гагауз В.П., Попова Н.А., …, Коваленко В.В. и др. Структура и фазовый состав сварного шва стали 09Г2С// Изв.вузов.Физика.- 2002. - №3.- С.33 - 40.

16. Конева Н.А., Теплякова Л.А., Соснин О.В., …, Коваленко В.В.

Дислокационные субструктуры и их трансформация при усталостном нагружении (обзор) // Изв. вузов. Физика. - 2002. - № 3. – С. 87 - 99.

17. Коваленко В.В., Соснин О.В., Громов В.Е. и др. Физическая природа электростимулированного повышения усталостной прочности аустенитной стали 08Х18Н10Т// Изв. вузов. Физика. - 2002. - № 3. - С.28-36.

18. Соснин О.В., Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., …, Коваленко В.В. и др. Структурнофазовые превращения в нержавеющей стали при электростимулированной малоцикловой усталости на мезоуровне // Вопросы материаловедения. - 2002. - № (29). - С. 392 - 397.

19. Попова Н.А., Соснин О.В., Коновалов С.В., …, В.В.Коваленко и др.

Электроимпульсное модифицирование дислокационной субструктуры аустенитной марганцовистой стали // Физика и химия обработки материалов. - 2002. - № 5.- С. 69 - 75.

20. Гагауз В.П., Коваленко В.В., Громов В.Е. и др. Градиентные структуры и фазовый состав толстых сварных швов // Материаловедение. - 2002. - №1 (70). - С.40 - 43.

21. Соснин О.В., Коваленко В.В., Громов В.Е. и др. Механизмы структурнофазовых превращений при электростимулированной малоцикловой усталости // Изв.

вузов. Черная металлургия. - 2002.- № 2. - С. 31 - 33.

22. Соснин О.В., Коваленко В.В., Целлермаер В.В. и др. Микромеханизмы электростимулированного повышения ресурса выносливости аустенитной стали// Изв.

ТулГУ. Материаловедение. - 2002. -№ 3.- С. 214 - 218.

23. Соснин О.В., Коваленко В.В., Коновалов С.В. и др. Структурно-фазовые превращения в аустенитной стали, подвергнутой электростмулированным усталостным испытаниям // Тяжелое машиностроение. - 2003. - № 2. - С. 25 - 29.

24. Коваленко В.В., Блинова Е.Н., Глезер А.М. и др. Формирование градиентных структур в сплавах Fe-Ni, полученных закалкой из жидкого состояния // Изв.вузов.

Черная металлургия. - 2003. - №8. -С.63 - 65.

25. Козлов Э.В., Попова Н.А., …, Коваленко В.В. и др. Фазовые превращения в стали 9ХФ в ходе цементации и обусловленное ими строение цементированных слоев // Изв.вузов. Черная металлургия. - 2003. -№8. - С.68 - 73.

26. Коваленко В.В., Жулейкин С.Г., Попова Н.А и др. Электронномикроскопический анализ стали 9ХФ после цементации // Изв. вузов. Чер.

металлургия. - 2003. -№ 2. - С. 54 - 56.

27. Ветер В.В., Жулейкин С.Г., …, Коваленко В.В. и др. Градиентные структуры, возникающие при пластической деформации перлитной стали // Изв. РАН. Сер.

физическая. - 2003. - № 3. - С. 1375 - 1380.

28. Ветер В.В., Громов В.Е., Громов В.Е., …, Коваленко В.В. и др. Градиентные структуры неравновесного перлита в деформируемой стали // Физическая мезомеханика. - 2003. - Т. 6, №5. -С.73 - 79.

29. Соснин О.В., Иванов Ю.Ф., …, Коваленко В.В. и др. Природа электростимулированной пластификации аустенитных сталей при усталости // Изв.

РАН. Сер. физическая. - 2003. - № 3. - С. 1388 - 1395.

30. Гагауз В.П., Громов В.Е., Коваленко В.В. и др. Градиентные структуры и фазовый состав толстых сварных швов // Материаловедение. - 2003. - № 1 (70). - С. - 43.

31. Иванов Ю.Ф., Грачев В.В., Ивахин М.П., Коваленко В.В. Эволюция дефектной субструктуры закаленной стали 60ГС2 при усталости в условиях электростимулирования// Изв. РАН. Серия физическая. - 2004. - т.68, №10. -С.1436 - 1442.

32. Попова Н.А., Жулейкин С.Г., Коваленко В.В. и др. Градиентные структуры, возникающие в перлитной стали опорных валков прокатного стана // Изв. вузов. Чер.

металлургия. - 2004. - № 4. - С. 38 - 39.

33. Иванов Ю.Ф., Коваленко В.В., Ивахин М.П. и др. Структурно-фазовый градиент, индуцированный усталостными испытаниями в условиях промежуточного электростимулирования // Физическая мезомеханика. - 2004. - Т.3, №7. - С.29 - 34.

34. Козлов Э.В., Попова Н.А.,..., Коваленко В.В. и др. Электронномикроскопические исследования процессов разрушения структуры пластинчатого перлита // Изв. вузов. Чер. металлургия. - 2004. - № 6.- С. 27 - 30.

35. Коваленко В.В., Жулейкин С.Г., Попова Н.А. и др. Структурные уровни пластической деформации перлитной стали при ударном нагружении // Изв. вузов.

Чер. металлургия. - 2004. - № 8. - С. 72 - 73.

36. Коваленко В.В. Эволюция структуры и фазового состава стали У7А, подвергнутой обработке сильноточным электронным пучком // Изв. вузов. Чер.

металлургия. - 2004. - № 9. - С. 25-30. Gromov V.E., Sosnin O.V., Kozlov E.V., …, Kovalenko V.V. Structural - phase evolution in stailess steel at low cycles fatigue with curent stimulation // Фундаментальные проблемы современного материаловедения.

Барнаул: АлтГТУ им. И.И. Ползунова. - 2004.- № 1.- С. 37 - 43.

37. Ivanov U.F., Grachev V.V., …, Kovalenko V.V. etc. The formation of dislocation substructures in hardened steel 60GS2 under tired destruction in conditions of pulsed // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2004. -№ 2. - С. 86 – 92.

38. Коваленко В.В., Гагауз В.П., Пискаленко В.В. и др. Формирование и эволюция градиентных структурно-фазовых состояний в толстых сварных швах// Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2004. -№ 2. - С. 103 – 110.

39. Соснин О.В., Ивахин М.П., Коваленко В.В. и др. Закономерности и механизмы эволюции структурно-фазового состояния закаленной углеродистой стали при электростимулированной усталости // Известия вузов. Физика. - 2004. - №9. - С.53 - 60.

40. Гагауз В.П., Юрьев А.Б., Коваленко В.В. и др. Формирование и эволюция градиентных структурно-фазовых состояний в толстых сварных швах из стали 09Г2С // Изв. вузов. Чер. металлургия. - 2005. -№ 4. - С. 23 - 26.

41. Коваленко В.В., Иванов Ю.Ф., Громов В.Е. и др. Различия в мартенситной структуре стали при закалке и обработке электронным пучком // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2005. -№ 1. - С. 8 – 9.

42. Жулейкин С.Г., Коваленко В.В., Грачв В.В. и др. Закономерности эволюции перлитной структуры стали 9Х2ФМ в процесс ударного нагружения // Заготовительные производства в машиностроении. - 2006. - № 2. - С. 55 – 56.

43. Воробьев С.В., Коваленко В.В., Иванов Ю.Ф. и др. Физическая природа структурно-фазовых состояний в усталостно нагруженной и разрушенной аустенитной нержавеющей стали // Известия РАН. Серия физическая.- 2006. - №9. -С. 1378 - 1384.

44. Коваленко В.В., Петрунин В.А. Эффекты электропластичности и усталости в градиентных структурах аустенитных и мартенситных сталей // Известия вузов.

Черная металлургия.- 2006. - №12. - С. 23 - 25.

45. Воробьев С.В., Коваленко В.В., Соснин О.В и др. Структурно-фазовые превращения в нержавеющей стали при электростимулированной многоцикловой усталости // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2006. - №3. - С. 11 - 14.

46. Иванов Ю.Ф., Ефимов О.Ю., …, Коваленко В.В. и др. Формирование градиентных структурно-фазовых состояний на наномасштабном уровне в прокатных валках // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2008. - №4. - С. 55 - 58.

47. Коваленко В.В., Иванов Ю.Ф., Коновалов С.В. и др. Формирование градиентов полей напряжений при многоцикловой усталости аустенитной коррозионно-стойкой стали //Деформация и разрушение. - 2009. - №2. – С. 9 - 19.

III. В других статьях:

48. Жулейкин С.Г., Коваленко В.В., Попова Н.А. и др. Формирование градиентных структурно-фазовых состояний 9ХФ при цементации / Вестник горнометаллургической секции РАЕН: сб. статей. Новокузнецк: СибГИУ. - 2002. - С. 72 - 76.

49. Попова Н.А., Жулейкин С.Г., …, Коваленко В.В. и др. Образование градиентных структур в перлитной стали при эксплуатации // Вестник Тамбовского университета. Естеств. и технич. науки. - 2003.- Т. 8, вып. 4.- С. 589 - 590.

50. Попова Н.А., Жулейкин С.Г., Коваленко В.В. и др. Градиентные структуры и дальнодействующие поля напряжений, возникающие в перлитной стали при ударном нагружении // Совр. проблемы прочности : науч. труды VI Междунар. симпозиума им. В.А. Лихачева, 20 - 24 октября 2003 г. Великий Новгород: НовгГУ.- 2003. - Т. 1.- С. 86 - 91.

51. Жулейкин С.Г., Попова Н.А., Коваленко В.В. и др. Изменение тонкой структуры перлитной стали при ударных нагрузках // Совр. проблемы прочности :

науч. труды VI Междунар. симпозиума им. В.А. Лихачева, 20 - 24 октября 2003 г.

Великий Новгород: НовгГУ. - 2003. - Т. 1.- С. 101 - 104.

52. Петрунин В.А., Коваленко В.В., Целлермаер В.Я. и др. Наноструктурный уровень электропластической деформации и сверхпластичность // Совр. проблемы прочности : науч. труды VI Междунар. симпозиума им. В.А. Лихачева, 20 - октября 2003 г. Великий Новгород: НовгГУ. - 2003. - Т. 1.- С. 105 - 109.

53. Жулейкин С.Г., Коваленко В.В., Попова Н.А. и др. Влияние ударного нагружения на эволюцию перлитной структуры // Вестник гор.- металлургич. секции РАЕН. Отдел металлургии. - 2003. - С. 92-94.

54. Гагауз В.П., Коваленко В.В., Козлов Э.В. и др. Формирование и эволюция механических свойств, зеренной и тонкой структуры сварных швов // Перспективные промышленные технологии и материалы. Научные труды СибГИУ. Новосибирск: Издво «Наука». - 2004. - С. 235 - 248.

55. Жулейкин С.Г., Коваленко В.В., Козлов Э.В и др. Структурно-фазовые превращения в перлитной стали при ударных нагрузках // Перспективные промышленные технологии и материалы. Научные труды СибГИУ. Новосибирск: Издво «Наука». - 2004. - С. 267 - 281.

56. Коваленко В.В., Глезер А.М., Громов В.Е. Формирование градиентных структур в сплавах Fe-Ni, закаленных из расплава // Перспективные промышленные технологии и материалы. Научные труды СибГИУ. Новосибирск: Изд-во «Наука». - 2004.- С. 299 - 311.

57. Соснин О.В., Козлов Э.В., …, Коваленко В.В. и др. Физическая природа повышения усталостного ресурса промышленных сталей // Перспективные промышленные технологии и материалы. Научные труды СибГИУ. Новосибирск: Издво «Наука».- 2004. - С. 361 - 377.

58. Коваленко В.В., Коновалов С.В., Громов В.Е. и др. Будущее – за градиентными структурами и фазовыми состояниями в сталях и сплавах // Всероссийская научнопрактическая конференция «Металлургия: новые технологии, управление, инновации и качество», Новокузнецк: СибГИУ. - 2005. - С. 64 – 69.

59. Vorobiev S.V., Kovalenko V.V., Ivanov U.F. etc. Structure-phase states and fracture surface in fatigue loaded and failed austenitic stainless steel // The ARABIAN JOURNAL for SCIENCE and ENGINEERING.- 2006. – P. 39 - 48.

60. Громов В.Е., Иванов Ю.Ф., …, Коваленко В.В. и др. Электронно-пучковая обработка углеродистой стали // IX Российско-Китайский Симпозиум «Новые материалы и технологии».- Астрахань.-2007.- т. 2. - С. 315 - 317.

КОВАЛЕНКО ВИКТОР ВИКТОРОВИЧ ГРАДИЕНТНЫЕ СТРУКТУРНО–ФАЗОВЫЕ СОСТОЯНИЯ В СТАЛЯХ: СПОСОБЫ ФОРМИРОВАНИЯ, МАСШТАБЫ РЕАЛИЗАЦИИ, ЗАКОНОМЕРНОСТИ Автореферат диссертации на соискание учной степени доктора физико–математических наук Подписано в печать 14.02.2012 г. Формат 60х84.

Бумага писчая. Печать офсетная.

Усл. печ. л. 2.10 Уч. - изд. л. 2.34 Тираж 100. Заказ № 1Издательский центр ФГБОУ ВПО «СибГИУ», 654007, г. Новокузнецк, ул. Кирова, 42.






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.