WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


 

На правах рукописи

ВАРАВКА Валерий Николаевич

МАТЕРИАЛОВЕДЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ПРОГНОЗИРОВАНИЯ

СТРУКТУРНОЙ ЭВОЛЮЦИИ СТАЛИ

ПРИ ИМПУЛЬСНОМ ТЕРМОСИЛОВОМ ВОЗДЕЙСТВИИ

Специальность 05.02.01

Материаловедение (машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени

доктора технических наук

Москва - 2009

Работа выполнена в  "Донском государственном техническом университете" на кафедре "Физическое и прикладное материаловедение"

Научный консультант:

доктор технических наук, профессор

КУДРЯКОВ Олег Вячеславович

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор

ГУДКОВ  Анатолий  Александрович

доктор технических наук, профессор  УШАКОВ Борис Константинович

доктор технических наук, профессор

ЧУДИНА Ольга Викторовна

Ведущая организация:

Самарский аэрокосмический университет им акад. С.П. Королева (г. Самара)

       Защита диссертации состоится «19» июня 2009 г.  в 1500 на заседании диссертационного совета Д 212.157.11 при  Московском энергетическом институте (техническом университете) по адресу: 111250, г. Москва, Красноказарменная ул., д. 17, в 15 ч. , ауд.Б-407

Отзыв на автореферат, заверенный печатью, направлять по адресу: 111250, г. Москва, Красноказарменная ул., д. 14, Ученый Совет МЭИ (ТУ)

Автореферат разослан Московским энергетическим институтом (техническим университетом) «___»  мая  2009 года.

Ученый секретарь диссертационного

совета д.т.н., проф. Трифонов О.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Бурное развитие науки о материалах и технологиях их обработки последнего времени связано в основном с двумя поворотными моментами:

1) проникновением технической мысли на новый, более тонкий, уровень изучения – наноразмерный, и разворачиванием на этом уровне исследовательской и технологической приборной базы (в частности, массовый выпуск относительно недорогих силовых, туннельных и сканирующих электронных микроскопов);

2) успешными попытками теоретического освоения физических и химических явлений, ранее казавшихся совершенно хаотическими и спонтанными: методологии синергетики, теорий диссипативных систем или детерминированного хаоса, фрактального мировоззрения всё глубже и шире проникают во все области науки.

Наибольшие успехи по этим направлениям в последние десятилетия достигнуты учеными разных стран в электронике, медицине, биологии, химии. Радикальный успех здесь связан с новым структурным уровнем исследований и новым методическим подходом. Опираясь на эти принципы, в настоящей диссертационной работе сделана попытка реализовать новый методологический подход и в материаловедении – путем применения динамического анализа для прогнозирования структуры металлического сплава в существенно неравновесных условиях обработки.

Динамический анализ позволяет описать существенную неравновесность процесса структурообразования в параметрическом виде, например, через воздействие сверхвысоких скоростей нагрева/охлаждения и деформации на динамику взаимодействия структурообразующих элементов сплава. Исследование структурной эволюции стали с помощью методологии динамического анализа обеспечивает актуальность работы в таком направлении материаловедения как теория гипернеравновесных фазовых превращений в металлических сплавах и образование метастабильных структур сплавов с особыми свойствами, а также в разработке и оптимизации на этой базе перспективных технологий упрочняющей обработки.

Процессы гипернеравновесных фазовых переходов и существенно неравновесного структурообразования в металлических сплавах затруднены для прямого инструментального исследования в силу их скоротечности. Изучение же результатов этих процессов в виде особой морфологии таких структур как фрагментированные, ультрадисперсные, нанокристаллические, «белый слой» и др. дают основания говорить о нетривиальных механизмах превращений, протекающих в металле при поверхностной обработке концентрированными потоками энергии (КПЭ), что требует новых теоретических подходов  к их объяснению. Попытки таких подходов делались Дж.С.М. Ли, М. Эшби, Р. Гейтсом, В.Д. Садовским, Б.Я. Любовым, В.Н. Пустовойтом и др. Однако, успехи в этом направлении носят эпизодический характер, что, по-видимому, характеризует стадию накопления теоретического и эмпирического материала. Среди существующих литературных источников по изучаемой проблеме практически отсутствуют исследования динамики структурных элементов (в том числе и дефектов кристаллического строения) в процессе эволюции на этапе самоорганизации, предваряющем существенно неравновесный фазовый переход и последующее формирование метастабильной структуры сплава при воздействии КПЭ. Характеристика этого этапа важна для конкретизации механизмов превращений.

Одним из наиболее многообещающих методов теоретического исследования явлений самоорганизации как раз и является динамический анализ. Его эффективность особенно наглядна при изучении существенно нелинейного состояния систем с преимущественно диссипативным характером процессов, например: трибосопряжений, магнетизма, пластической деформации и других. Применение методов динамического анализа для исследования процессов неравновесных фазовых переходов и процессов формирования метастабильных структур металлических сплавов на основе эволюции элементов их дефектной среды составляет предмет настоящей работы.

Актуальность работы подтверждается её соответствием тематике научно-исследовательских программ и грантов как фундаментального, так и прикладного характера, финансируемых из средств федерального бюджета:

  • фундаментальных и поисковых НИР, финансируемых Министерством образования РФ по единому заказ-наряду ДГТУ (1994–2008гг.): шифр 1.014.02Д (2002 г.), гос. рег. №01200214179 (2003-04 гг.), гос. рег. №01200502879 (2005 г.), гос. рег. №01200604244 (2006-07 гг.), гос. рег. №01200805686 (2008-09 гг.);
  • тематического плана научно-исследовательских работ, проводимых по заданию Федерального агентства по образованию РФ (2005-2007гг.);
  • грантов Минобразования РФ №Т00-06.2-1055 (2001-2002гг.) и №Т02-06.2-862 (2003-2004гг.)
  • гранта №04-03-96806 Российского фонда фундаментальных исследований (2005-2006гг.);
  • межотраслевой программы сотрудничества Минобразования России и АО «Автоваз» - код 02.07.005 (2002г.);
  • программы Минобразования России «Научные исследования высшей школы по приоритетным направлениям науки и техники» (подпрограмма «Производственные технологии», раздел 02 - Лазерные технологии и оборудование, шифр 201.01 код 02.01.030; 2001-2004 гг.);
  • гранта Президента для государственной поддержки ведущих научных школ Российской Федерации 2006-2007гг. (Гос. контракт №02.445.11.7449 от 9.06.2006г.).

Цели и задачи исследования. Основная цель работы – нахождение аналитических способов для описания, систематизации и моделирования неравновесного структурообразования стали. При этом внешнее импульсное термосиловое воздействие, приводящее к существенно неравновесным структурообразующим процессам, реализуется в виде обработки стали концентрированными потоками энергии (КПЭ).

Для достижения этой цели в диссертации решаются следующие задачи:

  1. конкретизация особенностей неравновесных структурообразующих процессов (особых атомных механизмов, особенностей фазовых превращений, особенностей формирующихся структур) на основе комплексных металлофизических исследований структурной эволюции железо-углеродистых сплавов при их обработке КПЭ;
  2. аналитическое описание неравновесных условий протекания этих процессов, то есть адекватное определение управляющих параметров, по значениям которых можно масштабировать уровнень неравновесности процессов;
  3. формализация в математическом виде закономерностей, связывающих между собой неравновесные структурообразующие процессы и управляющие параметры;
  4. компьютерное моделирование этих закономерностей;
  5. экспериментальная и опытно-промышленная проверка результатов моделирования, то есть нахождение «обратной контролирующей связи» для прогнозной модели.

Эта логическая последовательность реализована в работе и составляет её научное содержание.

Научная новизна диссертационной работы.

  1. Новым положением теории гипернеравновесного структуро-образования стали является подтвержденный в исследованиях факт доминирующей роли различных механизмов фазовых превращений при импульсном термосиловом воздействии в зависимости от условий неравновесности: фрагментированный тип структуры образуется при доминирующей роли неравновесных вакансионно-дислокационных взаимодействий (ВДВ), игольчатый – при классическом мартенситном механизме, а ультрамелкозернистый – при механизме неравновесной жидкофазной кристаллизации.
  2. По результатам исследований впервые разработаны диаграммы (карты) механизмов неравновесных превращений в стали, дифференцирующие известные диаграммы изотермического распада переохлажденного аустенита в области гиперскоростного охлаждения. На их основе показано, что феноменологический механизм превращения, основной стадией которого являются неравновесные ВДВ, будет всё больше доминировать над классическим мартенситным по мере увеличения содержания углерода в стали, ускорения охлаждения, повышения температуры нагрева и роста дефектности стали.
  3. Установлено, что при импульсном термосиловом воздействии деформация ферритной матрицы, предшествующая фазовому переходу, происходит по механизму зернограничного проскальзывания (ЗГП) с участием неравновесных ВДВ в приграничных микрообъемах. При этом степень деформации не превышает 5-6 %. Растворенный углерод препятствует протеканию деформационных процессов по механизму ЗГП, что, в частности, способствует повышению склонности стали к трещинообразованию.
  4. На основе экспериментальных данных по различным видам импульсной термосиловой обработки стали впервые выполнено параметрическое описание условий неравновесности протекания высокотемпературных фазовых переходов, структурообразования и деформации. Определены значения термического h и деформационного q управляющих параметров, характеризующих степень неравновесности процессов при упрочняющей обработке КПЭ, что позволило моделировать структурообразование математическими и компьютерными методами.
  5. Для выполнения компьютерного моделирования процессов неравновесного структурообразования разработано и зарегистрировано специализированное программное обеспечение (ПО) «DynSys». Проведенный с его помощью количественный  динамический анализ  неравновесных  ВДВ в стали при различных видах импульсного термосилового воздействия (лазерное облучение, детонационная обработка, обработка ТВЧ с концентрацией магнитного потока (КМП)) позволил прогнозировать явления структурной самоорганизации металла при обработке КПЭ в виде, например, уникальной структуры «белого слоя» в углеродистой стали или фрагментации структуры армко-железа.

Практическая значимость и реализация работы в промышленности. Результаты диссертационной работы в виде комплекса экспериментальных данных, дифференциальных карт механизмов неравновесных фазовых превращений, программного продукта «DynSys», системы структурного мониторинга, методики компьютерного моделирования неравновесной структурной самоорганизации металлических сплавов при воздействии концентрированных потоков энергии (лазерное облучение, плазменная, электромагнитная и детонационная обработка) использованы для выбора и оптимизации параметров упрочняющих технологий, для получения различных типов износостойких структур в поверхностном слое деталей машиностроения и инструментального производства. Эффективность основных результатов диссертационной работы подтверждена их апробированием и внедрением на предприятиях металлургического, машиностроительного и оборонного комплексов России со значительным экономическим эффектом. Акты внедрения результатов работы на 8 предприятиях (ОАО «Ростсельмаш», завод «Пирометр», ОАО «Калужский турбинный завод, ОАО «Тагмет» и др.), а также акты  отраслевых внедрений  в Ассоциации « Станкоинструмент»(г.Москва) и Ассоциации «Высокие технологии» (г. Ростов-на-Дону) приложены к диссертации.

Создан объект интеллектуальной собственности – зарегистрирован-ная программа для ЭВМ №2007612319 от 01.06.2007 «Исследование и визуализация дискретных динамических систем» («DynSys»).

Достоверность полученных результатов обеспечивалась использованием высокоточного современного оборудования и обработкой полученных данных методами математической статистики, применением современных достижений физического материаловедения, физики, термодинамики, воспроизводством результатов при проведении повторных экспериментов, сопоставлением результатов исследований с экспериментальными данными и результатами, полученными другими авторами.

Апробация работы. Основные научные положения работы неоднократно представлялись и обсуждались на международных, всесоюзных, общероссийских, зональных и региональных симпозиумах, конференциях и семинарах, в том числе: II собрании металловедов России (г. Пенза,1994г.), международ. науч.-техн. конференциях (г. Ростов-на-Дону, 1994г.; г. Минск, 1995г.; г. Шатура, 1995г.; г. Пенза, 2002г.; г. Санкт-петербург, 2003г.; г. Киев, 2003г.; г. Волгоград, 2004г.; Бернштейновские чтения, Москва, МИСиС, 2004г.), всесоюзн. и всероссийск. науч.-техн. конференциях и семинарах (г. Минск, 1988г.; г. Краснодар, 1988г.; г. Волгоград, 1990г.; г. Пенза, 1990, 1991г.; г. Москва, 1994г.; г. Санкт-петербург, 1995г.; Москва, РГТУ им. К. Э. Циолковского, 2002г.).

Публикации результатов исследований. Всего по теме диссертации автором опубликована 131 научная работа, из них основное содержание диссертации представлено в 68 работах; в рекомендованном ВАК «Перечене ведущих рецензируемых научных журналов и изданий» для докторских диссертаций - 24 публикации, в том числе по направлению «Машиностроение» - 11, а также две монографии:

  • Кудряков О.В., Варавка В.Н. Феноменология мартенситного превращения и структуры стали. - Ростов н/Д: Издательский центр ДГТУ, 2004. – 199с.
  • Варавка В.Н. Динамика неравновесных субструктурных процессов в металлах. - Ростов н/Д: Издательский центр ДГТУ, 2007 -143с.

Структура и объем работы. Диссертационная работа изложена на 435 страницах машинописного текста и состоит из введения; 10 глав основной части; заключения, содержащего общую сводку результатов и выводов; библиографического списка из 249 наименований цитируемых источников; приложений,  включающих данные расчетов, протоколы микрорентгеноспектральных исследований, а также копии актов внедрения результатов научно-технических разработок. В тексте диссертации содержится 120 рисунков, 7 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении кратко раскрыты сущность и актуальность рассматриваемых научно-технических проблем, изложены общая характеристика и основные направления работы, дана краткая аннотация положений, выносимых на защиту.

В первой главе освещаются современные представления о фазовых переходах и структурообразовании стали при различных видах импульсного термосилового воздействия.

Исследованию фазовых превращений и структурообразования в неравновесных условиях посвятили свои труды такие видные ученые, как Курдюмов Г.В., Франк Ф., Кауфман Л., Коэн М., Кнапп Х., Делингер У., Кидин И.Н., Хачатурян А.Г., Любов Б.Я., Ройтбурд А.Л., Петров Ю.Н., Дьяченко С.С., Кокорин В.В. и другие. Однако, в этой области остается еще много неясностей, в частности, наблюдаемое многообразие структурного и фазового состава при обработке стали КПЭ, которое трудно объяснить, исходя только из единого (дислокационного) механизма превращений.

Также нет полной ясности в вопросе о диффузии. Аномальное ускорение диффузии при импульсной обработке наблюдалось и изучалось многими исследователями - Лариковым Л.Н., Мешковым Ю.Я., Любовым Б.Я., Герцрикеном Д.С., Мазанко В.Ф. и другими. Оно связывается с возникающими деформациями в поле напряжений решетки. Однако, масштаб, уровень и распределение таких деформаций и напряжений при обработке КПЭ совершенно не определены. Все это можно объединить понятием деформационного параметра, определяющего массоперенос в неравновесных условиях обработки. До настоящего времени не было создано моделей, использующих количественные значения подобных параметров для прогнозирования структуры и свойств, и которые включали бы взаимовлияющие неравновесные потоки (атомов компонентов, примесей или точечных дефектов) с учетом их взаимодействий с ловушками (для атомов) и стоками (для вакансий).

Подробным аналитическим обзором, проведенным в главе 1, показано, что основу такой модели может составить субструктурный механизм неравновесных ВДВ, базовые идеи которого заложены в трудах Херринга К., Ли Дж.С.М., Алехина В.П.,  Гаркунова Д.Н., Полякова А.А. и применительно к фазовым переходам развиты в работах Кудрякова О.В. При этом также показано, что использование методики динамического анализа не только возможно для исследования поведения неравновесных ВДВ, но и обеспечивает соблюдение требований к ним как к объекту самоорганизации и правомерность применения синергетического подхода. К тому же динамический анализ (в отличие от стохастических аналитических приемов) методически обеспечивает получение однозначных результатов прогнозирования структуры, которые затем могут быть использованы в технологических процессах.

С учетом этого в заключительном разделе первой главы сформулированы проблематика, направления и задачи исследования.

Во второй главе дана характеристика методического обеспечения исследований. Объектом исследования в работе являлись стали с широким спектром химического состава, начиная от безуглеродистых (армко-железо) до высоколегированных аустенитных типа Х18Н10. Выбор марки материала определялся задачами конкретного эксперимента.

В качестве базового оборудования для моделирования импульсного термосилового воздействия использовались в основном отечественные твердотельные лазеры импульсного действия «Квант-16», «Квант-18», ГОС-30, обеспечивающие на стальной поверхности плотность мощности излучения 50-250 кВт/см2.

В ходе экспериментальных исследований изучались рельеф поверхности, микроструктура, тонкое строение, фазовый и химический состав, а также некоторые свойства стали. Поставленные  задачи решались комплексным использованием традиционных для материаловедческой науки методик - качественной и количественной оптической металлографии, дифракционного рентгеновского анализа, сканирующей и трансмиссионной электронной микроскопии, рентгеновской энергодисперсионной спектроскопии, атомно-силовой микроскопии.

Реализация такого методического комплекса осуществлялась с помощью квантометрического анализатора «Spectrovac-1000», оптических микроскопов Neophot-21 и МЕТАМ-22,  интерференционного микроскопа ММИ-4, универсальной микротвердометрической компьютеризированной системы LECO LM-100, трансмиссионного электронного микроскопа ЭММА-4 (ПЭМ), сканирующего электронного микроскопа Quanta 200 FEI (РЭМ), рентгеновского энергодисперсионного микроанализатора EDAX Genesis, сканирующего зондового атомно-силового микроскопа Solver HV (АСМ). Рентгеноструктурный анализ проводился на отечественных дифрактометрах марки ДРОН. Результаты количественной металлографии получены при помощи лицензионной компьютерной программы «Система КОИ» (разработка Томского политехнического университета).

С помощью специальных методик в работе исследовались: величина общей пластической деформации при обработке стали КПЭ и вклад деформации, происходящей по механизму зернограничного проскальзывания; а также стойкость стали к динамическому истиранию, которое осуществляли на универсальной испытательной машине ЦД-100ПУ, оснащенной специальным пульсатором для циклических нагрузок.

В третьей главе диссертации на основе концепции механизма неравновесных ВДВ выполнено рассмотрение структурных особенностей сталей, полученных обработкой КПЭ, по уже имеющимся результатам литературных и собственных экспериментальных исследований. На этом этапе диссертационной работы концепция принята в качестве научной гипотезы, подтвержденной пока только аналитически. Физические механизмы неравновесного структурообразования стали проанализированы с точки зрения принятой гипотезы, суть которой заключается в следующем.

В поле температурных градиентов и градиентов напряжений всегда существует неоднородность химического потенциала вакансий, что является причиной возникновения вакансионных потоков. Интенсивность этих потоков возрастает в районе высокоугловых некогерентных границ, где энергия образования вакансий существенно ниже, чем в объеме зерна. При обработке КПЭ в областях градиентного нагрева металла в потоке вакансий фронт полной дислокации а/2⟨110⟩А становится неустойчивым и приобретает конфигурацию дислокационного диполя (квазидиполя). При резком охлаждении квазидиполь диссоциирует с образованием частичных дислокаций а/18⟨112⟩А, которые и становятся зародышем α-фазы. Таким образом ВДВ влияют на неравновесный фазовый переход, изменяя его механизм по схеме: ВДВ → квазидиполь → диссоциация вершины квазидиполя → зародыш мартенсита на базе дислокационной петли а/18⟨112⟩А.

Свободный пробег вакансий в потоке при неравновесных ВДВ ограничен взаимодействием со стоками – дислокациями, поэтому ВДВ локализованы в микрообъемах, сравнимых по величине с расстоянием между дислокациями. Исходная плотность дислокаций по этой причине существенно влияет на результат ВДВ: чем выше плотность дислокаций и чем больше у них точек закрепления, тем больше будет сформировано квазидиполей и тем сильнее влияние ВДВ на фазовый переход.

Учитывая все это, в работе выявлена взаимосвязь между структурной наследственностью в стали и активацией неравновесных ВДВ, которую априори можно сформулировать в виде условий, сопровождающих явление наследования и одновременно обеспечивающих действие ВДВ:

  1. проявление наследственности гарантирует существование в стали постоянных источников вакансий – границ зерен, то есть при наследовании обеспечивается база для ВДВ в виде вакансионных потоков;
  2. быстрый нагрев и охлаждение, при которых происходит наследование, обеспечивают существование необходимых для неравновесных ВДВ градиентов температуры, инициирующих в свою очередь вакансионные потоки;
  3. наследование происходит в предварительно закаленной стали с высокой плотностью дислокаций, то есть для вакансионных потоков в этом случае обеспечивается достаточное количество стоков для локализации неравновесных ВДВ в наноразмерном масштабе.

В этой части работы также рассмотрены данные металлографии сталей различного состава после импульсной лазерной обработки. Стали были представлены полным спектром исходных структур: как равновесных (перлит пластинчатый и зернистый, феррит с перлитом, сорбит), так и неравновесных (мартенсит, мартенсит отпуска, мартенсит с карбидами). Зону лазерной обработки характеризует то, что морфология структуры металлографически не идентифицируется и поверхностный слой на снимках выглядит светлой нетравящейся зоной. Подобные структуры  могут быть отнесены к единому типу. Иногда его именуют «белый слой» (БС). Он обладает аномальным уровнем  твердости в зоне  лазерной  закалки. Причем, эффект упрочнения в БС оказывается примерно одного уровня, вне зависимости от марки стали и ее исходной структуры (см. таблицу 1).

Таблица 1 - Сравнительная микротвердость сталей после объемной и лазерной термообработки

Марка стали

Микротвердость, ГПа

Лазерная закалка

Объемная закалка и отпуск по стандартному режиму

Эффект упрочнения, %

38ХН3МФ

7,5 – 8,5

5,9 – 6,2*

21 – 44

У8А

8,9 - 9,5

7,4 - 7,6

17 – 28

У10А

9,2 - 9,7

7,5 - 7,8

18 – 29

У12А

9,0- 9,4

7,6 - 7,8

15 – 24

ШХ15

9,5 – 10,3

7,8 – 8,0

19 – 32

ХВГ

9,8 - 11,5

8,1 - 8,4

17 – 42

Х12М

9,5 - 11,0

7,8 - 8,0

19 – 28

Р6М5

9,8 - 12,0

7,5 - 7,8

26 - 60

* - после закалки проводили низкий отпуск

Строение и свойства БС были объяснены в ранее опубликованных работах Кудрякова О.В., исходя из влияния неравновесных ВДВ на механизм γ→α–превращения.

Далее в работе анализируется подборка фрагментированных структур, полученных в зонах лазерной обработки (ЛО). Часть из них соответствует высокому перегреву стали при ЛО до температур, близких к солидусу. Другие же из них формируются при ЛО без перегрева с последующим дополнительным отпуском. Результат один – фрагментированная структура. Фрагменты представляет собой ячеистые дислокационные формирования. То есть в том и в другом случае происходит релаксационная перегруппировка дислокаций, причиной которой служат внутренние напряжения в слое лазерной закалки.  О  деформационных причинах релаксации говорит часто наблюдавшееся появление полос скольжения после отпуска.

Для объяснения причин появление фрагментированной структуры в процессе лазерной закалки предложен следующий механизм. При сверхвысоких скоростях охлаждения (более 104 С/с) происходит экспериментально установленное повышение точки мартенситного превращения МН. Учитывая существенное замедление охлаждения в  области низких температур (как раз ниже МН) при ЛО, вероятность самоотпуска становится весьма обоснованной. Тогда фрагментация, как отпускной релаксационный процесс, может происходить на последней стадии охлаждения ЛО. То, что фрагментация в этом случае связана с перегревом, можно объяснить большим объемом расширения слоя лазерной закалки и высокими напряжениями при охлаждении, которые и инициируют релаксационный процесс в дислокационной структуре (аналог полигонизации). Таким образом, для получения фрагментированных структур необходимо повышение точки МН, которое как раз и наблюдается при феноменологическом фазовом переходе по механизму неравновесных ВДВ.

Представленные в главе 3 данные объединены тем, что основные физические механизмы формирования неравновесных структур стали имеют единую природу и лежат на субструктурном уровне. На это указывают общие моменты в структурах разных сталей и разного исходного состояния, но возникающие в одинаково неравновесных условиях внешнего воздействия КПЭ: «белые слои», наследственность, уровень микротвердости, явления фрагментации.

Для более конкретных выводов необходимо было проведение более тонких исследований неравновесных структур стали, чем металлография, но не допускающих релаксационных явлений и структурных изменений при подготовке образцов, как при ПЭМ. Поэтому в главах 4-6 диссертационной работы широко представлены данные растровой (сканирующей) электронной микроскопии (РЭМ) по изучению неравновесного структурообразования при лазерной обработке в различных сплавах, каждый из которых выбран в качестве модельного для исследования тех или иных процессов, участвующих в формировании структур стали: фазовых переходов в матрице, влияния примесей внедрения в твердом растворе матрицы, влияния легирования (элементами замещения) и карбидообразования, локальной пластической деформации, механизмов упрочнения и др.

В четвертой главе исследовалось техническое железо после импульсной лазерной обработки. Оно представляет собой практически чистый компонент с фазовыми превращениями, на котором удобно наблюдать результаты гипернеравновесных фазовых переходов в металлической матрице при сверхскоростном нагреве и охлаждении, а также на подобных однофазных сплавах целесообразно исследовать деформационные эффекты обработки.

4.1. В образцах технического железа вокруг включений цементита третичного, расположенных случайным образом на границе зон фазовых превращений после ЛО и исходной структуры, зафиксирован диффузионный фронт растворения цементита. На основе решения уравнения одномерной диффузии второго закона Фика для постоянного диффузионного источника (цементит) на поверхности полубесконечного объема (феррит, а с температуры 800-900С - аустенит) проведен расчет кинетики растворения цементита на основе равновесной и неравновесной модели. Он показал, что фронт мог продвинуться на фиксируемое расстояние только в том случае, если диффузия углерода от границы включения цементита проходила одновременно по двум механизмам - межузельному и вакансионному. Последний характерен для неравновесных условий нагрева, в т.ч. лазерного, когда от некогерентной границы включения цементита возникает поток избыточных вакансий (составляющая ВДВ), который «ускоряет» диффузию углерода.

Геометрия фронта указывает на его чисто диффузионный характер, поэтому неравновесность расчетной модели, задавали аддитивным взаимодействием диффузионных потоков – атомов углерода и вакансий. В этом случае концентрация углерода на расстоянии наблюдаемого фронта достигает приемлемых значений (>0,1%С) за время, сравнимое со временем облучения. В рамках равновесной модели на это необходимо время на два порядка большее. Таким образом, в этой части работы показано, что в потоке избыточных вакансий диффузия углерода усиливается и что экспериментальные наблюдения допускают существование неравновесных ВДВ в области некогерентных границ (Feα-Fe3C).

4.2. Примечательным явлением, зафиксированным в зоне термического влияния лазерной обработки армко-железа является зернограничное проскальзывание (ЗГП). Характерные элементы этого механизма высокотемпературной деформации широко представлены в диссертации в виде РЭМ-изображений: зернограничные ступеньки, узкие области приграничной деформации (зоны аккомодации), разворот зерен, исчезновение линий границ зерен. Температура прогрева этой зоны не достаточна для фазовых превращений и структура представляет собой исходный равновесный феррит, но при деформационных воздействиях со стороны лазерного пятна температура оказывается достаточной для протекания ЗГП. Из многочисленных исследований по сверхпластичности известно, что процессы ЗГП проходят с активным участием избыточных вакансий и являются разновидностью ВДВ, включающих взаимодействие решеточных дислокаций (в объеме зерна), зернограничных дислокаций и вакансий (как диффузии вакансий в границе, так и вакансионных потоков между границей и объемом зерна).

По полученным РЭМ-данным в работе проведен расчет величины общей пластической деформации εобщ., которая в зоне термического влияния ЛО армко-железа проходит по механизму ЗГП (характерные структурные признаки других механизмов деформации - линии скольжения, полосы деформации, полосы сброса или перегиба, клиновидные складки, двойники, фасетированные или мигрирующие границы, рекристаллизован-ные зерна - здесь не обнаруживаются), то есть εобщ.≡εзгп Расчет проводился на основе прямых измерений ортогональных компонент вектора смещений зернограничных ступенек и зон аккомодации. Разброс полученных значений εзгп составил 1,2-5,9 %. Таким образом, величина пластической деформации в зоне импульсного лазерного облучения не превышает 5-6 %.

4.3. С помощью РЭМ-исследований армко-железа в зонах лазерного воздействия выявлено структурное многообразие, обусловленное неравновесными условиями обработки и неоднородностью теплового источника. В рамках рассматриваемых задач наибольший интерес представляют два структурных состояния, зафиксированных в светлой нетравящейся зоне:

1) область с нетривиальной сдвиговой морфологией микрорельефа, состоящая из вытянутых блоков (фрагментов) с поперечным размером 200-400 нм и отношением длины к поперечнику 3-6, в которой наблюдается одинаковая направленность больших групп таких блоков; подобная морфология тонкой структуры α–фазы полностью соответствует феноменологическому гипернеравновесному механизму образования мартенсита, инициированному вакансионным потоком при неравновесных ВДВ и протекающему с образованием квазидиполей и частичных дислокаций а/18⟨112⟩А;

2) мелкофрагментированная область с наличием мелких пор (размером менее 0,5 мкм), что можно квалифицировать, как вакансионную пористость, причиной которой является слияние избыточных вакансий (не дошедших до стоков при ВДВ), часто наблюдаемое при обработке металлов, основанной на термоударе и облучении; фрагментация в этой зоне – результат локализации процесса неравновесных ВДВ в виде дислокационной субструктуры, образованной при конфигурационном слиянии и релаксационной перестройке квазидиполей.

Для обоих структурных состояний является отсутствие высокоугловых границ.

Итак, все обнаруженные и исследованные в главе 4 нетривиальные процессы пластической деформации, ускорения диффузии, а также структурные особенности различных зон армко-железа, полученных при лазерной обработке, находят своё объяснение с точки зрения протекания неравновесных ВДВ.

В пятой главе оптическими и РЭМ методами исследовалась низкоотпущенная углеродистая сталь У10А после импульсной лазерной обработки. Она была выбрана в качестве модельного материала с целью изучения влияния углерода, находящегося в твердом растворе, на закономерности неравновесного структурообразования, выявленные в армко-железе (глава 4).

РЭМ исследованиями выявлена различная морфология мартенсита стали У10А в разных зонах лазерного пятна (в центральной, периферийной, переходной, а также в зонах по берегам трещин). Проведено стереологическое компьютерное исследование морфологии мартенсита с использованием ПО «Система КОИ», которое показало следующие основные результаты:

  1. Мартенсит во всех зонах отличается размерами кристаллов (как максимальными, так и усредненными), а также их количеством на единице площади. Например, усредненная длина кристаллов мартенсита изменяется  в выявленных зонах следующим образом: 0,4…0,6 мкм в периферийной («белой») зоне пятна 0,95…1,0 мкм в центральной зоне пятна 1,6…1,7 мкм в переходной зоне.
  2. Полученные при стереологическом анализе гистограмммы длины кристаллов мартенсита имеют дублет (twin-peaks) для мартенсита центральной зоны лазерного пятна и периферийной («белой») зоны – рисунок 1. Это свидетельствует о наличии в каждой зоне более чем одной размерной группы кристаллов мартенсита,  а  следовательно,  протекания

мартенситного превращения в этих зонах по двум механизмам – с расщеплением дислокаций (по феноменологическому механизму в результате неравновесных ВДВ) и без расщепления (по классичес-кому механизму). При этом в «белой» зоне доминирует первый, а в центральной – второй механизм.

По результатам исследований участие углерода в неравновесных фазовых переходах и структурообразовании можно охарактеризовать следующими особенностями.

Рис. 1. Окно программы «Система КОИ» с данными стереологического анализа мартенсита в центральной зоне лазерного пятна

Расчетным путем установлено, что в областях с мощными температурными градиентами (≥106 град/м) и градиентами напряжений аномальная диффузия углерода, обусловленная аддитивным действием сопутствующего вакансионного потока, даже за время, соизмеримое с лазерным импульсом, может приводить к формированию объемов, существенно отличающихся концентрацией углерода. При охлаждении это приводит к различному уровню точки  МН  в этих областях, а, следовательно, и к различной кинетике мартенситного превращения и морфологии мартенсита. При низкой МН автокаталитический характер зарождения мартенсита выражен более ярко из-за более высокой степени наклепа сильно переохлажденного аустенита.

При меньших температурных и деформационных градиентах или их отсутствии углерод, находясь в растворе или в виде атмосфер, существенно тормозит дислокационные процессы, подавляя, в частности, механизм ЗГП и другие проявления пластической деформации, значительно повышая тем самым вероятность трещинообразования в высокоуглеродистых сталях при обработке КПЭ.

Повышенная склонность к трещинообразованию позволила по данным оптической металлографии определить величину пластической деформации в зоне лазерного пятна стали У10А. Использовали методику, аналогичную определению величины εобщ. в армко-железе по механизму ЗГП (в главе4). Измерения компонент вектора смещений проводили по сдвиговым смещениям на пересечении трещин с границей лазерного пятна (рисунок 2). Величина εобщ. составила значения, не превышающие 2,5 %.

Таким образом, по микроструктурным данным отмечается, что углерод увеличивает вероятность формирования «белых» зон с ультра мелким мартенситом в тех объемах, где его концентрация под действием термосиловых градиентов повышается. При этом перераспределение

углерода в поле действия градиентов происходит одновременно с вакансионным потоком, образование которого при температурном градиенте ≥106 град/м обусловлено термодинамически. Поток вакансий инициирует в «белой» зоне неравновесные ВДВ, которые (через стадию образования квазидиполей) и формируют по феноменологическому механизму ультрамелкий мартенсит, не дифференцируемый при микроструктурных исследованиях.

Рис. 2. Смещение границы лазерного пятна при прохождении трещины, ×250

В шестой главе диссертации исследовалась хромистая сталь Х12М после импульсной лазерной обработки. Она была выбрана в качестве модельного материала с целью изучения влияния легирующих элементов (хрома), находящегося в твердом растворе и в виде карбидов, на закономерности неравновесного структурообразования.

При исследовании РЭМ-методом микроструктуры стали Х12М после лазерной обработки были отмечены две  главные особенности (рисунок 3):

  1. выделение высокодисперсных наноразмерных карбидов;
  2. образование пористости вокруг исходных некогерентных вторичных и первичных карбидов и на наследственных границах зерен.

Рис.3. Зона с нерастворенными карбидами стали Х12М после ЛО. РЭМ, ×5670

Обнаруженные высокодис-персные карбиды имеют размеры 200-500 нм и глобулярную форму. Тогда как размеры исходных вторичных карбидов - не менее 1 мкм, а по форме они продолговатые или угловатые.

Для высокодисперсных карбидов характерно то, что их границы менее четко просматриваются, чем у исходных карбидов, и то, что на их границах нет пористости. Это свидетельствует о том, что они образовались на стадии охлаждения после лазерного воздействия.

Плотность расположения высоко-дисперсных карбидов  и  их регуляр-ное распределение в матрице позволяют говорит о том, что именно они являются причиной упрочнения стали Х12М при ЛО. То есть упрочнение в исследуемой структурной зоне происходит по дисперсионному механизму.

Пористость присутствует практически на всех высокоугловых  границах исходных зерен и границах исходных карбидов с матрицей, и имеет, по нашему мнению,  вакансионное происхождение. Аргументы в пользу такого происхождения пор следующие.

Микрорентгеноспектральный анализ показал, что в межкарбидном пространстве исследуемой стали Х12М содержится около 4% Cr (по массе). Это очень существенно снижает энергию дефекта упаковки (ЭДУ) в Fe-C-сплавах. ЭДУ определяет процесс расщепления дислокаций и тем самым существенно влияет как на дислокационные механизмы превращений, так и на деформационные эффекты в целом. Чем ниже значение ЭДУ, тем более растянутыми являются дислокации. Таким образом, в металлической матрице стали Х12М дислокации являются растянутыми, а растянутые дислокации практически не могут перемещаться неконсервативно (переползать). Это значит, что неравновесные ВДВ, приводящие к образованию квазидипольных дислокационных конфигураций и последующему феноменологическому механизму мартенситного превращения, в стали Х12М невозможны.

Растянутые дислокации являются малоэффективными стоками для избыточных вакансий. Это обстоятельство на фоне общего замедления диффузионных процессов (в том числе и существенное торможение миграции вакансий), обусловленных легированием, объясняет образование большого количества пор на некогерентных границах. При «термоударе», происходящем в процессе импульсной ЛО, образование большого количества избыточных вакансий обусловлено термодинамически, поскольку энергия их образования у некогернтных границ примерно вдвое меньше, чем в объеме матрицы. Однако эти избыточные вакансии не могут «раствориться» (или аннигилировать) в матрице из-за затрудненной миграции и отсутствия стоков – они объединяются в вакансионные диски, которые затем могут преобразуются в поры.

Более того, в этой стали существенно заторможены все процессы, связанные с подвижностью дислокаций: поперечное и множественное скольжение, эволюция дислокационной структуры (образование ячеистой и полосчатой структур), образование разнообразных следов деформации, зарождение вакансий при пересечении дислокаций, скользящих в разных плоскостях скольжения.

Таким образом, в сталях, легированных элементами, сильно понижающими ЭДУ (Cr, Mn, Ni, Co), неравновесные ВДВ практически невозможны, что исключает протекание фазового γ→α-превращения  по феноменологическому механизму с образованием квазидиполей. Такое легирование подавляет и деформационные эффекты при ЛО, так как ограничены поперечное и множественное скольжение дислокаций, на которых основаны механизмы высокотемпературной деформации, в том числе ЗГП и его различные проявления, наблюдавшиеся в армко-железе (глава 4).

Итак, проведенные в главах 4-6 исследования позволили не только установить некоторые новые особенности неравновесного структурообразования в сталях, но и показали  его связь с ВДВ. Одним из наиболее важных результатов этих исследований является определение условий, в которых неравновесные ВДВ выполняют структурообразующую функцию, а также условий, при которых их можно не принимать в расчет. Эти условия касаются химического состава стали и её исходной структуры. Они являются внутренними параметрами системы структурообразования. В последующих разделах работы они оценены количественно и учтены при моделировании процессов неравновесного структурообразования. Кроме этого система контролируется управляющими (внешними) параметрами – термическим и деформационным. Совокупность внешних и внутренних параметров полностью задает состояние системы. Определив всю совокупность параметров можно прогнозировать (моделировать) структурное состояние стали при КПЭ-обработке.

Определению внешних управляющих параметров для различных видов КПЭ-обработки посвящена глава 7. Внутренние параметры определены как коэффициенты (в дифференциальных уравнениях) динамической системы структурообразования стали  в главе 8.

В главе 7 решена задача параметрического описания неравновесных условий, в которых происходит формирование структуры стали при импульсной обработке КПЭ. Это первая из необходимых составляющих в реализации моделирования неравновесных ВДВ средствами динамического анализа, возможности которого применительно к теме диссертации раскрываются в последующих главах 8 и 9. 

В работе принят двухпараметрический способ описания неравновесности – с помощью термического и деформационного управляющих параметров системы структурообразования, в качестве которых выбраны скорость изменения температуры Vохл=dT/dt (термический параметр неравновесности системы) и скорость локальной микропластической деформации = dε/dt (деформационный параметр).

На основе аналитических и экспериментальных данных определены типичные значения термического и деформационного параметров для различных видов КПЭ-обработки: импульсной лазерной обработки (ЛО), детонационного упрочнения (ДО), индукционной обработки с концентрацией магнитного потока (ТВЧ КМП) и, для сравнения, объемной закалки.

Внешний управляющий параметр, характеризующий степень термической неравновесности системы, введен как величина:

[c] , где m - эмпирический коэффициент, зависящий от метода обработки КПЭ; φ - константа в экспоненциальном законе охлаждения, т.е. фактически φ эквивалентна Vохл, [c-1]: ,  здесь τ - время, с; Т3 – температура нагрева. Полученные значения параметра h представлены в таблице 2.

Параметр деформационной неравновесности системы в литературе не встречается, поэтому его исследованию в работе уделено особое внимание. Для его определения проведено исследование локальной пластической деформации и напряжений при ЛО аустенитной стали 08Х18Н10 методами интерференционной металлографии и атомно-силовой микроскопии (АСМ) с помощью микроскопов ММИ-4 и  Solver HV соответственно. Величина локальной пластической деформации определялась с помощью известных методик по высоте деформационного рельефа. По микроскопической и интерференционной картине определяли среднестатистические значения высоты ступенек, расстояния между линиями скольжения, длину линий скольжения, напряжения сдвига в плоскости скольжения и термические макронапряжения  (с  учетом  ориентационного фактора). При АСМ-исследовании высоту ступенек рельефа определяли непосредственно по фронтальному профилю цифрового изображения рельефа поверхности.

Таблица 2 - Соответствие между значениями термических параметров для различных способов КПЭ-обработки

Способ обработки КПЭ

Объемная закалка

ТВЧ с КМП

Детонационное упрочнение

Импульсное лазерное облучение

Интервал значений φ, с-1

0,5-1,2

6-11

90-170

460-1540

Типичное значение φср., с-1

1

10

100

1000

Интервал значений h=φ-1, с

0,83-2,0

0,09-0,167

0,06-0,011

(0,65-2,2)10-3

Типичное значение

hср.= φ-1, с

1

0,1

0,01

0,001

Коэффициент m, c-1

1

5,6

13,0

15,4

Интервал приведенных значений h’=m/φ

0,93-1,0

0,51-0,93

0,077-0,14

0,01-0,033

Типичное приведенное значение h’ ср.= m/φ ср.

1

0,7

0,1

0,.02

Общий интервал значений  деформаций в плоскости скольжения,.  полученных по результатам интерференционной и атомно-силовой микроскопии, составил 1,4–3,9%. Для этих значений деформаций были рассчитаны значения напряжений сдвига, приводящие к образованию линий скольжения в исследуемом зерне поликристалла, и термических напряжений, действующих в слое, обработанном КПЭ. Расчеты показали, интервал напряжений сдвига составил 85 – 320 МПа, а термических напряжений 260 – 990 МПа. 

Полученные данные позволили определить значения внешнего управляющего параметра, характеризующего степень деформационной неравновесности системы структурообразования. Он введен аналогично термическому параметру h как величина:

[c] ,  где n - эмпирический коэффициент, зависящий от способа поверхностной обработки (аналогичный коэффициенту m); , tИМП – время действия импульса при КПЭ-обработке. Полученные интервалы значений величины для различных видов КПЭ-обработки приведены на рисунке 4, а результаты по типичным значениям деформационного параметра q (дополненные условием диссипативности динамической системы структурообразования) приведены в таблице 3.

Реальные значения скорости деформации находятся в пределах 10-10 ….10+2 с-1. Для исследуемых нами процессов обработки КПЭ речь может вестись только о верхней части этого интервала (рисунок 3), а в качестве наиболее типичных значений из последней следует выделить 10-1 ≤ ≤ 10+1 с-1 или | lg | ≤ 1.

В качестве равновесного значения деформационного параметра q следует принять q=0, т.к. при этом система становится однопараметрической  и  степень

Рис. 4. Обобщенные экспериментальные значения скорости локальной пластической деформации, характерные для различных способов упрочняющей обработки

неравновестности определяется только термическим параметром h. Однако, учитывая обратно пропорциональную зависимость между q и , нулевое значение параметра q  не означает отсутствие деформации. Деформация отсутствует при → 0, тогда q→∞. Случай q=0 соответствует мгновенной, бесконечно быстрой деформации при →∞. Он является чисто теоретическим, поскольку характеризует мгновенное изменение формы кристалла без участия  дислокаций и вакансий. К тому же мгновенная деформация не влияет на термические процессы в кристаллах, т.к. происходит адиабатически. В металлах адиабатический сдвиг наблюдается при ≥ 103 - 104 с-1.

Таблица 3 - Соответствие между значениями деформационных параметров для различных способов КПЭ-обработки

Способ обработки КПЭ

Объемная закалка

ТВЧ КМП

Детонационное упрочнение

Импульсное лазерное облучение

Интервал значений , с-1

0,001-0,01

0,01-10

0,32-32,0

0,32-100

Типичное значение ср, с-1

0,0032

0,2

3,2

10

Интервал значений q = -1, с

100-1000

0,1-100

0,03-3,0

0,01-3,0

Типичные значения qср.= -1, с

320

10

0,3

0,3

Коэффициент n, c-1

0,0025

0,025

0,25

0,25

Типичные приведенные значения q’ср = n /

0,8

0,25

0,075

0,075

Интервал приведенных значений q’

-

0,2-0,3

0,05-0,15

0,05-0,15

Таким образом, впервые условия гипернеравновесного структурообразования стали определены количественно и для конкретных методов КПЭ-обработки.

В главе 8 подробно изложены физические и математические основы моделирования гипернеравновесного структурообразования.

Физическую сущность процесса составляет механизм неравновесных ВДВ, а математическую – динамический анализ. В результате в качестве динамической модели неравновесного структурообразования введена система дискретных отображений, в состав которой входят:

- управляющие параметры термический h и деформационный q (им посвящена глава 7);

- компоненты (переменные) в виде вакансионного пересыщения х и плотности дислокаций у в момент времени t;

- коэффициенты α, β, γ, которые по своей физической природе представляют собой относительные скорости изменения вакансионного пересыщения (α и β) и усредненное значение скорости переползания закрепленного на концах дислокационного отрезка в условиях «импульсного термоудара» (γ); все коэффициенты в работе рассчитаны, исходя из  характеристик состава и исходной структуры материала и, в отличие от параметров h и q, не зависят от способа обработки.

Приведенная к двухпараметрической (с управляющими параметрами h и q) форме, полученная система отображений является частным случаем динамической системы Лотки-Вольтерра и имеет следующий вид (*):

Начальные условия системы отображений (*) представляют собой точку (хо;уо) на фазовой плоскости (в координатах х,у), от которой начинается соответствующая траектория. Траектория представляет собой дискретную последовательность точек, каждая из которых отвечает состоянию системы в следующий момент времени.

Начальные условия:

y0 = ln (0/min.) = ln (02),

где и Сv – соответственно, концентрация вакансий при температурах нагрева ТЗ и охлаждения Т

определяются с помощью значений ТЗ и Т, энергии образования вакансий EV, плотности дислокаций в исходной структуре 0 (до начала обработки КПЭ) и размера зерна λ (в качестве минимально возможной плотности дислокаций min. при ВДВ).

В рассматриваемых нами условиях обработки КПЭ Fe-C-сплавов разброс значений Т3-Т может составлять от (Т3=900С; Т=700С) до (Т3=1400С; Т=500С), что дает интервал возможных значений: х0 = 2,65….11,5. При возможном разбросе значений 0 = 107….1012 см-2 и λ = 10….200 мкм величина у0 будет заключена в интервале: у0 = 2,3…19,8.

Начальное значение компоненты х0 определяется, таким образом, режимом и методом обработки, нагревающим поверхность металла до температуры Т3. Компонента х при ВДВ всегда релаксирует от значения х0 к нулю, что в физическом плане означает либо взаимодействие со стоками, либо схлопывание вакансионных дисков (с образованием сидячих дислокационных петель Франка), либо  образование пористости в районе источников вакансий (чаще всего на некогерентных границах, как например, в стали Х12М). То есть действие механизма неравновесных ВДВ всегда приводит к тому, что траектория на фазовом пространстве (х,у), начинаясь от любой точки (хо;уо), должна заканчиваться на оси у (в точке ys).

Другая компонента у динамической системы (*) определяет структуру обрабатываемого металла через плотность  дислокаций ρ. Вычисленное путем моделирования значение ys характеризует результат неравновесного структурообразования в виде дислокационной субструктуры, сформированной при ВДВ.

В главе 9 рассмотрены результаты компьютерного моделирования процессов неравновесного структурообразования, проведенного с помощью специально разработанного для этой цели программного продукта «DynSys».

Вначале рассмотрены возможности и принципы действия программы «DynSys». Она позволяет определять:

  • устойчивые притягивающие точки динамической системы, называемые аттракторами; каждый аттрактор имеет свой бассейн притяжения - множество начальных точек (х0;у0), траектории которых сходятся к аттрактору; физическим смыслом аттрактора является определенная, устойчивая в данных условиях дислокационная конфигурация, отвечающая специфическому типу метастабильной структуры сплава;
  • области фазового пространства со сходящимися и расходящимися траекториями начальных точек (х0;у0); физическая интерпретация расходящихся траекторий в том, что для таких начальных условий (х0;у0) при заданных параметрах h и q ВДВ хаотичны, затруднены или вообще невозможны;
  • скорость сходимости траекторий в фазовом пространстве (х;у) в виде количества итераций, за которое начальная точка (х0;у0) достигает неподвижной точки (хs=0; уs); скорость сходимости траекторий характеризует интенсивность ВДВ;
  • области фазового пространства, в которых исследуемая динамическая система  является диссипативной: на физическом уровне диссипативность означает, что подводимая энергия остается в системе, перераспределяется в ней и переводит систему на новый структурный уровень; в нашем случае механизмом диссипации являются неравновесные ВДВ, поэтому недиссипативные области фазового пространства целям нашего исследования не отвечают и могут быть исключены из рассмотрения;
  • множество значений параметров h и q для заданной точки (х,у), при которых система (*) является диссипативной, а траектории этой точки являются сходящимися, то есть программа позволяет моделировать пространство управляющих параметров (h,q) по заданному типу структуры сплава; это создает перспективу выхода в прикладную сферу - к целенаправленному подбору режимов обработки КПЭ на основе результатов компьютерного моделирования.

Затем в главе проведен количественный динамический анализ неравновесного структурообразования при КПЭ-обработке стали различными методами: импульсной лазерной, детонационной и обработкой с нагревом ТВЧ. При этом для характеристики каждого метода и обрабатываемой стали использованы данные (параметры h и q, коэффициенты α,β,γ и начальные значения компонент хо;уо), количественно определенные в главах 7 и 8.

Пример результатов моделирования процесса структурообразования (неравновесных ВДВ) при параметрах h=0,02 и q=0,06, соответствующих импульсной лазерной обработке показан на рисунке 5. Для сравнения на рисунке 6 представлены результаты моделирования при параметрах h=0,1 и q=0,15, соответствующих детонационной обработке стали.

Фазовая плоскость (её размеры на рисунке 5: х=0…12; у=0…20), отображаемая в окне программы «DynSys» на рисунке 5, разделена на три области: однородная синяя (внизу), тонированная красная (в центре), неоднородная многоцветная (вверху). В первой из них не выполняется условие диссипативности системы – для значений (хо;уо) из этой области ВДВ структурообразующую роль не выполняют (так же как и для темно зеленой области расходящихся траекторий – на рисунке не показана, т.к. она всегда лежит выше двух основных областей красной и разноцветной).

Рис. 5.  Окно программы «DynSys» с результатами компьютерного моделирования, отвечающего следующим режимам и параметрам импульсного лазерного облучения: ti = 5-6 мс; Е = 15-22 Дж; N = 2,5-4,4 кВт; d = 2,5-3,0 мм; qm = (70-120)⋅106 кВт/м2; z = 60-120 мкм; ТЗ = 1000-1300С; φ=770 с-1; h=0,02;  ε=25,84с-1; q=0,06

Рис. 6.  Окно программы «DynSys» с результатами компьютерного моделирования наравновесных ВДВ при детонационной обработке стали с параметрами h=0,1 и q=0,15

В центральной красной области (она названа безаттракторной) все траектории имеют линейный вид, то есть для любой начальной точки (хо;уо) ВДВ происходят довольно медленно (цвет фазовой плоскости означает скорость протекания ВДВ) и лишь незначительно повышают общую плотность дислокаций.

В верхней области (она названа аттракторной) ВДВ существенно неравновесны (мощные вакансионные потоки, активное переползание дислокаций, образование квазидиполей, диссоциация их вершин, взаимодействие дислокаций между собой) и это отражается на характере траекторий, которые здесь нелинейны. Разноцветие области говорит о том, что в зависимости от расположения начальных значений (хо;уо) ВДВ проходят с различной интенсивностью (скоростью). Но все траектории в этой области при любых (хо;уо) сходятся к единственной точке-аттрактору ys=13,67. Физический смысл неравновесных ВДВ с начальными условиями (хо;уо)  в этой области заключается в самоорганизации дислокаций в определенную структуру или определенную конфигурацию (например, квазидипольную), отвечающую определенному уровню плотности дислокаций ys.

Пересыщение вакансиями для указанного режима ЛО составит: хо=8,4-10,9. При этом нормализованной структуре сталей соответствует интервал значений  у0 ≈ 5…8; закаленные стали с высокой начальной плотностью дислокаций имеют  у0 ≈ 9…15.

Таким образом, динамический анализ математически предсказывает различное протекание субструктурных процессов в аттракторной и безаттракторной областях фазового пространства (х,у). Таким способом динамический анализ характеризует разные стадии эволюции субструктуры сплава в зависимости от условий (хо; уо; h; q). Используемая нами методика динамического анализа описывает процесс структурной самоорганизации. То есть методика включает не только формальные структурные характеристики (х,у), но в неявном виде включает целое многообразие факторов (как, например, аннигиляция, торможение, образование диполей, двойникование и другие виды взаимодействия дислокаций), определяющих структурную эволюцию металла в существенно неравновесных условиях обработки.

Для сравнения полученных результатов динамического анализа с реальными структурными данными были поставлены специальные демонстрационные эксперименты по лазерному термоциклированию различных по химическому составу сталей по приведенному выше режиму ЛО (см. рисунок 5). Они представлены в главе 10.

Суть демонстрационного эксперимента заключается в следующем. Если данные динамического анализа верны, то, подвергая нормализованную сталь (низкой исходной плотностью дислокаций уо) последовательной ЛО по указанному выше режиму (то есть проводя лазерное термоциклирование), мы можем постепенно повышать значения у, пока эти значения не окажутся в аттракторной области ВДВ). Когда очередная стадия термоциклирования приводит к тому, что уо уже попадает в аттракторную область, то предельным значением плотности дислокаций станет уs. В структурной картине этот этап характеризуется формированием морфологически единой, диссипативной, светлой нетравящейся структуры «белого слоя». На последующих стадиях термоциклирования мы будем неизменно получать такую же структуру до тех пор, пока вкачиваемая энергия лазерного импульса не превысит диссипативные возможности этой структуры. Тогда начнется необратимый процесс: либо формируется фрагментированная структура, либо начинается оплавление.

Сталь же с исходной закаленной структурой уже после первого лазерного импульса (термоцикла) должна приобрести структуру «белого слоя».

В эксперименте представлены углеродистые и легированные инстру-ментальные стали. Наиболее четкое совпадение данных моделирования с экспериментом наблюдалось в углеродистых сталях (рисунок 7).

У8

У10

У12

Исходная нормализованная

Исходная закаленная

Рис. 7. Макроструктурные изображения (×15) последовательного наложения трехкратных лазерных импульсов («пятен») на поверхности образцов из разных углеродистых сталей (У8, У10, У12) с различной исходной структурой

Пример с термоциклированием представляет собой один из вариантов прикладного использования полученных в работе результатов по изучению действия механизма неравновесных ВДВ - в области структурных исследований. Кроме этой экспериментальной проверки результатов моделирования в главе 10 представлены и другие направления приложения полученных результатов:

В теоретической области для классического (по теории Кауфмана-Коэна) и феноменологического (на базе неравновесных ВДВ) механизмов неравновесного γ→α-превращения в стали построены диаграммы (карты) механизмов  превращения  (рисунки  8  и  9).  В частности,  диаграммы

Рис. 8. Карта механизмов мартенситных превращений в исходно отожженной или нормализованной углеродистой стали.

Расчетные данные: ρ=108 см-2; βкр.=369,6 с-1 (Vохл.=(300…500)⋅103 град/c)

Рис. 9. Карта механизмов мартенситных превращений в исходно закаленной углеродистой стали.

Расчетные данные: ρ=1010 см-2; βкр.=17,96 с-1 (Vохл.=(15…20)⋅103 град/c)

показывают, что по мере роста температурных градиентов (характеризуемых величиной константы охлаждения β) и содержания углерода в стали феноменологический механизм (а вместе с ним и ультра дисперсный мартенсит «белых зон») будет доминировать над классическим.

На рисунках 8 и 9: 1 - область аустенита, переохлажденного ниже температуры Тf ; 2 - область мартенсита, образовавшегося по классическому механизму; 3 - область мартенсита, образовавшегося по феноменологическому механизму (через стадии формирования квазидиполей и расщепления дислокаций); Tf - равновесная температура фазового перехода (для стали Tf ≡ А1); Т3 - температура нагрева; Тm - равновесная температура плавления; β - константа в экспоненциальном законе охлаждения (т.е. β ≡ φ ≡ Vохл).

Дифференциальные карты механизмов мартенситного превращения обнаруживают наглядную корреляцию с давно известными экспериментальными данными о повышении точки Мн с увеличением скорости охлаждения стали. Из материала диссертационной работы следует, что причина этого повышения заключена прежде всего в  изменении механизма мартенситного превращения (на основе неравновесных ВДВ), а не только в отрыве дислокаций от углеродных атмосфер.

Влияние лазерной обработки с образованием неравновесных структур на служебные свойства сталей показано на результатах  исследования износостойкости в условиях динамического истирания. Установлено, что КПЭ-обработкой возможно создание в структуре стали различных типов неравновесных структур с более высокой износостойкостью, чем структура стандартной объемной ТО. Это продемонстрировано на сталях У10 и Х12М. Моделирование подобных износостойких структур возможно с помощью программы «DynSys». При этом в главах 9 и 10 диссертации разработан алгоритм решения обратной задачи структурного моделирования - определение параметров упрочняющей обработки, позволяющей сформировать в стали структуру с максимальной износостойкостью. Суть алгоритма в том, чтобы при заданных коэффициентах (α,β,γ) системы отображений (*), описывающих исходные состав и структурное состояние стали, подобрать такие значения параметров этой системы h и q (выражающих метод и технологию обработки), которые обеспечивали бы протекание неравновесных ВДВ в аттракторной области фазового пространства компонент (х,у) динамической системы (*). Для этого по результатам компьютерного моделирования в программе «DynSys» определяется множество значений параметров h и q, обеспечивающих необходимую структуру стали, а по найденным значениям h и q подбирается режим обработки (величины qm, ti, ТЗ  и  т.п.). Прикладные результаты диссертационного исследования по этому направлению прошли опытно-промышленную апробацию и внедрены на ряде предприятий. Акты внедрений приложены к диссертации.

ОСНОВНЫЕ НАУЧНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

  1. На основании комплексных металлофизических исследований показана роль механизма ВДВ в гипернеравновесном структурообразовании и в структурной эволюции стали при импульсном термосиловом воздействии. Так в армко-железе неравновесные ВДВ являются доминирующим механизмом превращений при формировании фрагментированной структуры, тогда как при образовании игольчатой структуры доминирует классический мартенситный механизм, а при образовании ультрамелкозернистой структуры - механизм неравновесной жидкофазной кристаллизации.

В углеродистых сталях механизм неравновесных ВДВ определяет формирование структуры «белых зон». Косвенным свидетельством протекания мартенситного превращения в углеродистой стали по двум различным механизмам – феноменологическому (на базе неравновесных ВДВ) и классическому является наличие в различных зонах лазерного пятна двух четко выраженных размерных групп мартенситных кристаллов, выявленное статистическим стереологическим анализом.

В сталях, легированных элементами, понижающими ЭДУ (Cr, Mn, Ni, Co), неравновесные ВДВ не реализуются. В результате образование квазидиполей, деформация по механизму ЗГП или образование «белых зон» в этих сталях подавляется. При этом накопление избыточных вакансий на высокоугловых границах может стать разупрочняющим фактором.

  1. На примере импульсной лазерной обработки углеродистых сталей и армко-железа экспериментально показано, что в неравновесных условиях происходит ускорение диффузии углерода за счет потока избыточных вакансий. Это наблюдалось: в областях с мощными температурными градиентами (≥107 град/м), например, на границе зоны лазерного пятна; в областях с большими градиентами напряжений, например, у берегов трещин; в областях с большим градиентом концентрации углерода, например, у некогерентной межфазной границы феррит-цементит. При этом диффузия углерода в стали благодаря сопутствующему вакансионному потоку может ускоряться настолько, что за время порядка 10-2…10-1с создаются зоны с заметно отличающейся морфологией структуры (в частности, «белые зоны»).
  2. Исследования деформационных явлений при импульсном термосиловом воздействии проводились методами интерференционной, сканирующей электронной и атомно-силовой микроскопии. Установлено, что деформация ферритной матрицы в армко-железе происходит по механизму ЗГП, при этом степень деформации не превышает 5-6 %. Увеличение содержания углерода препятствует протеканию деформационных процессов в стали по механизму ЗГП. В результате возрастает склонность стали к трещинообразованию и величина относительной локальной деформации, предшествующей образованию трещин в зоне лазерного пятна высокоуглеродистой стали, не превышает 2,5 %. В аустенитной стали при импульсной ЛО величина локальной пластической деформации в плоскости скольжения составляет 1,4–3,9%.
  3. На основе большого массива экспериментальных данных по различным видам импульсной баро-термической обработки стали в диссертации аналитическими методами впервые выполнено параметрическое описание неравновесных условий протекания высокотемпературных фазовых переходов, структурообразования и деформации. Определены значения введенных управляющих параметров h и q, характеризующих степень неравновесности процессов при упрочняющей КПЭ-обработке стали. Регулируя вклады термических и деформационных вакансий в механизме неравновесных ВДВ, управляющие параметры h и q позволили связать условия обработки стали с его реальным структурообразованием через механизм ВДВ и открыли возможность моделирования структурообразующих процессов.
  4. С целью моделирования процессов неравновесного структурообразования в диссертационной работе выполнена адаптация математической методики динамического анализа для решения материаловедческой задачи. При этом всем математическим понятиям (система отображений, её компоненты, коэффициенты и параметры, фазовое пространство, диссипативность отображений, сходимость и расходимость траекторий, аттракторы, протяженность итерационного цикла) придан физический смысл в рамках динамики неравновесных ВДВ, как одного из структурообразующих механизмов, и разработано зарегистрированное программное обеспечение - программа «DynSys».
  5. Одним из наиболее важных итогов исследования является то, что выполненный в работе при помощи программы «DynSys» количественный  динамический анализ  неравновесных  ВДВ в стали позволил спрогнозировать явления структурной самоорганизации металла при различных видах импульсного термосилового воздействия (лазерная и детонационная обработка, обработка ТВЧ с КМП). Так, например, аттракторная область фазового пространства с турбулентным характером ВДВ при импульсной ЛО соответствует структуре «белого слоя» углеродистых сталей или фрагментированной структуре армко-железа. Таким образом, выявленная итерационным путем динамика ВДВ – турбулентная, ламинарная и хаотичная (неупорядоченная) - имеет корреляции с реальным процессом неравновесного структурообразования, что наглядно продемонстрировано в прикладной части исследований экспериментами по лазерному термоциклированию.
  6. В заключительной части работы найдено перспективное направление использования разработанной модели динамического анализа ВДВ для прогнозирования износостойкости стали по структурным разупрочняющим факторам. В частности, показано, что для стали Х12М критерием разупрочнения являются оплавление и вакансионная пористость, которые в рамках модели динамического анализа соответствуют нахождению комплексных границ между областями с турбулентной и хаотичной динамикой ВДВ на фазовом пространстве.
  7. Исследования стойкости сталей к динамическому истиранию позволили дифференцировать неравновесные структуры по показателю износостойкости и выявить факторы, обеспечивающие его максимальное значение. Для углеродистой стали это совокупность факторов, объединяющих наследование исходной дефектной структуры, феноменологический механизм фазового перехода γ→α, структуру «белых зон», повышение температуры Мн. Этому комплексу отвечает, например, зона импульсной лазерной закалки из аустенитного состояния стали У10, параметры формирования которой достаточно точно определяются с помощью разработанной компьютерной модели.
  8. По результатам исследований построены дифференциальные диаграммы (карты) механизмов мартенситного превращения в стали, уточняющие известные диаграммы изотермического распада переохлажденного аустенита в области гиперскоростного охлаждения. Из полученных данных следует, что феноменологический механизм, основной стадией которого являются неравновесные ВДВ, будет все больше доминировать над классическим по мере увеличения содержания углерода в стали, ускорения охлаждения, повышения температуры нагрева и роста дефектности металла.

По теме диссертационного исследования опубликована 131 работа, из них основное содержание диссертации представлено в 68 работах, важнейшими среди которых являются следующие монографии и статьи в периодических изданиях (выделены публикации, входящие в «Перечень ведущих рецензируемых научных журналов и изданий»)

  1. Кудряков О.В., Варавка В.Н.Феноменология мартенситного превращения и структуры стали: (монография). Ростов н/Д: Издательский центр ДГТУ, 2004. – 199с.
  2. Варавка В.Н. Динамика неравновесных субструктурных процессов в металлах: (монография). Ростов н/Д: Издательский центр ДГТУ, 2007. -143с.
  3. Варавка В.Н.,  Кудряков О.В. Механизмы  микродеформации  в  армко-железе при импульсном  термосиловом  воздействии // Известия вузов. Северо-Кавказский регион. Технические науки. 2008. №6. С.104-109
  4. Варавка В.Н. Динамическое прогнозирование структуры металлического сплава при импульсной поверхностной обработке // Упрочняющие технологии и покрытия, 2007, №3. С.32-39
  5. Варавка В.Н., Кудряков О.В. Дифференциальные карты (диаграммы) механизмов мартенситного превраще-ния  в Fe-C-сплавах // Упрочняющие технологии и покрытия, 2007, №2. С.10-17
  6. Варавка В.Н., . Баранов И.В., Кудряков О.В. Исследования и визуализация дискретных динамических систем. Св-во об официальной регистрации программы для ЭВМ №2007612319; заявл.04.04.2007; зарегистрировано 01.06.2007.
  7. Варавка В.Н. Динамический анализ эволюции дефектной среды металлического сплава в условиях сверхбыстрого охлаждения // Физика металлов и металловедение. 2006. Т.102. № 1. С.5-13
  8. Варавка В.Н.,  Кудряков О.В., Пустовойт В.Н. Формирование анормальных структур при закритических условиях термической обработки // Известия вузов Сев.-Кав. регион. Техн. науки. 2005. - Спец. вып.: Проблемы машиностроения (К 75 летию Дон. гос. техн. ун-та). С.79-85
  9. Варавка В.Н., Бровер Г.И., Дьяченко Л.Д., Бровер А.В. Поверхностное легирование сталей и сплавов с использованием концентрированных потоков энергии // Известия вузов Сев.-Кав. регион. Техн. науки. 2005. Спец. вып.: Проблемы машиностроения (К 75 летию Дон. гос. техн. ун-та). С.88-93
  10. Пустовойт В.Н., Варавка В.Н., Бровер Г.И. Физические основы создания метастабильных управляемых структур с прогнозируемыми свойствами с целью совершенствования высоких технологий лазерного и плазменного упрочнения металлических материалов // Известия ВолгГТУ. Сер. Прогрессивные технологии в машиностроении. 2003. Вып. №6. С.65-66
  11. Варавка В.Н., Домбровский Ю.М., Шабаринов А.В. О структурных эффектах в зоне обработки материалов концентрированными потоками энергии //  Вестник Дон. гос. техн. ун-та. 2003, Т. 3, № 4 (18). С.445-452
  12. Варавка В.Н., Бровер Г.И., Магомедов М.Г., Бровер А.В. Теплофизические особенности процесса импульсной лазерной обработки инструментальных сталей // Вестник Дон. гос.техн. ун-та. 2001, Т. 1, № 1(7). С.64-72
  13. Варавка В.Н., Бровер Г.И., Бровер А.В. Влияние карбидов и неметаллических включений на упрочнение штамповых сталей при лазерном воздействии // Вестник ДГТУ. Сер. Проблемы материаловедения  Ростов н/Д, 1999. С.35-41
  14. Бураков В.А.,Варавка В.Н.,Буракова Н.М. Структурные особенности упрочнения стали в условиях скоростной лазерной закалки // Изв. Вузов. Машиностроение. 1985, №10. С.113-118
  15. Бровер Г.И.,.Кацнельсон Е.А., Варавка В.Н Логинов В.Т.О выборе режимов лазерной обработки Ni-P покрытий на инструментальных сталях // Изв. вузов. Черная металлургия. -1991. -№ 9. С. 82-85
  16. Любченко Е.А., Сатановский Е.А., Пустовойт В.Н., Бровер Г.И., Варавка В.Н., Кацнельсон Е.А. Некоторые особенности импульсного лазерного упрочнения титановых сплавов // Физика и химия обработки материалов. - 1991. - №6. С.130-134
  17. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Кацнельсон Е.А., Логинов В.Т, Трофимов Г.Е., Критин В.Д. Повышение качества химических покрытий системы Ni-P на инструментальных сталях лазерным облечением // Физика и химия обработки материалов. 1991. - № 3. С.90-94
  18. Губенко С.И., Варавка В.Н. Особенности развития рекристаллизации холоднодеформированной стали при лазерной обработке // Изв. Вузов. Черная металлургия. -1990. -№ 7. С.74-77
  19. Бровер Г.И.., Варавка В.Н., Кацнельсон Е.А. Влияние параметров излучения и исходной структуры инструментальных сталей эффективности лазерного упрочнения // Изв. вузов. Черная металлургия.-1990.-№2. С.53-56
  20. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Федосиенко С.С. Повышение трещиностойкости инструментальных сталей подвергнутых лазерному нагреву // Изв. вузов Черная металлургия. -1989. -№ 11. С.94-98
  21. Бровер Г.И., Федосиенко С.С., Варавка В.Н. Некоторые особенности строения инструментальных сталей после импульсной лазерной обработки // Изв. вузов Черная металлургия. -1989. -№ 6. С92-96
  22. Губенко С.И., Варавка В.Н., Яценко Ю.Н. Характер микроразрушений вблизи сульфидных включений при деформации после лазерного воздействия // Изв. вузов. Черная металлургия. -1988. -№11. С.92-94
  23. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Русин А.П. Особенности строения и свойств инструментальных сталей после высококонцентрированного нагрева и отпуска // Физика и химия обработки материалов. -1988. -№5. С.107-113
  24. Губенко С.И., Варавка В.Н., Яценко Ю.Н.  Локальная диффузионная микросварка при лазерном воздействии на сталь // Металловедение и термическая обработка металлов. -1988. -№5. С.13-15
  25. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Федосиенко С.С. Влияние особенностей строения лазерно-легированных инструментальных сталей на формирование основных эксплуатационных свойств // Физика и химия обработки материалов. -1988. - №1. С.120-126
  26. Губенко С.И., Варавка В.Н., Демидова О.А. Влияние включений оксидов на упрочнение стали при лазерном воздействии // Изв. вузов. Черная металлургия. -1986. -№11. С. 110-113
  27. Губенко С.И., Варавка В.Н Поведение сульфидных включений при лазерном термоупрочнении стали // Физика и химия обработки материалов. -1985. -№ 6. С.55-58
  28. Губенко С.И., Варавка В.Н. Влияние степени деформации при холодной прокатке на изменение структуры стали при лазерном нагреве // Изв. АН СССР. Металлы.-1990.-№ 2. С.70-75
  29. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Логинов В.Т., Трофимов  Г.Е., Критин В.Д.  Износостойкость Ni-P химических покрытий после лазерной обработки // Физико-химическая механика материалов. -1990. - № 5.С.98-100
  30. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Блинов С.С О возможности повышения эффективности лазерной закалки дополнительным пластичным  деформированием // Электронная обработка материалов. -1989. -№3. С.16-18
  31. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Мигулин А.П., Сафаров Э.Г. Использование лазерного нагрева для поверхностного легирования инструментальных сталей // Прогрессивные методы термического упрочнения в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: межвуз. сб. ст. - Ростов н/Д, 1989. С.12-24
  32. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Кацнельсон Е.А Особенности упрочнения инструментальных сталей концентрированными потоками энергии // Прогрессивные методы термического упрочнения в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: межвуз. сб. ст. - Ростов н/Д, 1989.С.144-152
  33. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Русин А.П. Перспективы использования концентрированных источников энергии для повышения металлообрабатывающего инструмента // Физико-химическая механика материалов. -1989. -№1.С.118-120
  34. Федосиенко С.С Бровер Г.И., Варавка В.Н. Лазерное легирование металлообрабатывающего инструмента // Технология и организация производства. -1988. -№1. С.46-47
  35. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Федосиенко С.С., Русин А.П. Отпуск сталей, подвергнутых высоконцентрированному нагреву // Прогрессивные методы термического упрочнения в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: межвуз. сб. - Ростов н/Д, 1988. С.36-46
  36. Бровер Г.И.., Варавка В.Н.,Федосиенко С.С.Повышение износостойкости инструментальных сталей лазерным легированием // Черная металлургия. -1987. - Вып.15 (1043). С,46-47
  37. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Федосиенко С.С., Кацнельсон Е.А Структура и свойства поверхностных слоев инструментальных сталей после лазерного комплексного легирования // Прогрессивные методы термического упрочнения в транспортном и сельскохозяйственном машиностроении: межвуз. сб. - Ростов н/Д, 1987. С.52-60
  38. Бровер Г.И.., Варавка В.Н., Федосиенко С.С., Русин А.П.  Отпуск сталей, подвергнутых высококонцентрированному нагреву // Прогрессивные методы термического упрочнения в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: межвуз. сб. - Ростов н/Д, 1988. C.36-46.
  39. Бровер Г.И., Варавка В.Н.,Русин П.И.Повышение качества надежности металлообра-батывающего инстру-мента // Машиностроитель. -1987. -№ 9.С.11
  40. Губенко С.И., Варавка В.Н., Демидова О.А. Поведение силикатных включений при лазерном облучении стали // Поверхность. Физика, химия, механика. -1985. -№7. С.87-92
  41. Бураков В.А., Варавка В.Н.  Влияние остаточного аустенита в структурах лазерной закалки на стойкость штампового инструмента // Материаловедение в машиностроении: сб. тр. - Минск, 1983. С.94-95
  42. Бураков В.А., Варавка В.Н., Бровер Г.И., Губенко С.И. Влияние микрохимической неоднородности на упрочнение штамповых сталей и быстрорежущих сталей при лазерной закалке // Прогрессивные методы термической обработки в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: межвуз.cб.cт. / РИСХМ. - Ростов н/Д, 1982.С.55-63
  43. Бураков В.А., Варавка В.Н Строение и свойства высокоуглеродистых штамповых сталей после лазерной закалки // . Прогрессивные методы термической обработки в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: межвуз.cб.cт. / РИСХМ. - Ростов н/Д, 1981.С.33-39 .
  44. Бураков В.А., Варавка В.Н., Бровер Г.И., Федосиенко С.С. К вопросу об использовании скоростной лазерной закалки и поверхностного легирования для повышения износостойкости стальных изделий // Прогрессивные методы термической обработки в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: cб. cт. / РИСХМ. - Ростов н/Д, 1980. С.24-27
  45. Бураков В.А., Варавка В.Н., Бровер Г.И. Строение переходной зоны при лазерной закалке с перекрытием пятен облучения // Прогрессивные методы термической обработки в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: cб.cт. / РИСХМ. - Ростов н/Д, 1979. С.75-78
  46. Бураков В.А., Варавка В.Н.,Бровер Г.И.,Мельник Г.А Повышение износостойкости режущего инструмента из стали Р6М5 локальным лазерным упрочнением // Прогрессивные методы термической обработки в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении: cб.cт. / РИСХМ. - Ростов н/Д, 1979. С.70-74
  47. Бураков В.А., Варавка В.Н., Бровер Г.И. Влияние исходной структуры на упрочнение стали при  высокоскоростном лазерном нагреве // Прогрессивная технология литейного производства в тракторном и сельскохо-зяйственном машиностроении: cб.cт. / РИСХМ. -  Ростов н/Д, 1978. С.128-135
  48. Бураков В.А., Варавка В.Н., Бровер Г.И., Барышевская Е.Л. Особенности формирования структуры армко-железа при лазерном нагреве // Прогрессивные методы термической обработки в тракторном и сельскохо-зяйственном машиностроении: cб. cт. / РИСХМ. - Ростов н/Д, 1978.С.60-66
  49. Бураков В.А., Русин П.И., Варавка В.Н. Оценка возможности использования лазерного излучения для поверхностного химико-термического упрочнения металлов // Изв.Сев.Кав.Научн.Центра Высшей Школы. Техн. науки. - 1977. - №4.С.36-40






© 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.