Материаловедческие основы прогнозирования структурной эволюции стали при импульсном термосиловом воздействии

• Автор: Варавка, Валерий Николаевич
• Шифр специальности: 05.02.01
• Научная степень: Докторская
• Год защиты: 2008
• Место защиты: Ростов-на-Дону
• Количество страниц: 435 с. : ил.

СОДЕРЖАНИЕ

Введение
1. Современные представления о фазовых переходах и структурообразовании стали при различных видах импульсного термосилового воздействия. Проблематика, направления и задачи исследования
1.1. Современное состояние теории аустенитизации
1.2. Диффузионные процессы в стали при импульсном термоснловом воздействии
1.3. Современное состояние теории мартенситных превращений
1.4. Неравновесные вакансионно-дислокационные взаимодействия: условия проявления, механизм и влияние на структурообразование
1.5. Динамический анализ и возможности его использования для прогнозирования структурной эволюции стали при импульсном термосиловом воздействии
1.6. Резюме: проблематика, направления и задачи исследования
2. Методическое обеспечение исследований
2.1. Образцы
2.2. Оборудование
2.3. Методика металлографических исследований
2.4. Методика рентгеноструктурных исследований
2.5. Методика трансмиссионной (просвечивающей) электронной микроскопии
2.6. Методика сканирующей электронной микроскопии высокого разрешения
2.7. Методика атомно-силовой микроскопии
2.8. Специальные методики исследований
2.8.1. Методика определения величины пластической деформации при

зернограничном проскальзывании (ЗГП)
2.8.2. Методика проведения испытаний на динамическое истирание
2.9. Метрологическое обеспечение экспериментов
3. Структурные особенности сталей при обработке концентрированными потоками энергии
3.1. Многофазные структуры
3.2. Высокоугловые границы. Наследственность
3.3. Влияние исходной структуры
3.4. Тонкое строение металлической матрицы
3.5. Резюме к главе
4. Процессы структурной эволюции в армко-железе при импульсном баро-термическом воздействии
4.1. Предпосылки, методика и направления дальнейших экспериментальных исследований
4.2. Структурная картина армко-железа после импульсной лазерной обработки
4.3. Кинетика растворения цементита в неравновесных условиях
4.4. Деформация по механизму зернограничного проскальзывания (ЗГП) при лазерной обработке армко-железа
4.5. Структурное многообразие зоны лазерной закалки армко-железа
4.6. Выводы по результатам исследований главы
5. Процессы структурной эволюции в углеродистой стали при импульсном баро-термическом воздействии
5.1. Стереологический анализ структуры стали У10 после лазерной обработки
5.2. Причины различной морфологии мартенсита в переходной зоне лазерной обработки
5.3. Кинетика перераспределения углерода в переходной зоне лазерного
пятна

5.4. Структурные эффекты деформационного характера в зоне лазерной обработки стали У10
5.4.1. «Белые» зоны в области трещин
5.4.2. Оценка величины деформации
5.5. Выводы по результатам исследований главы
6. Процессы неравновесного структурообразования в модельной легированной стали типа Х12
6.1. Зона с нерастворенными карбидами
6.2. Зона оплавленного металла
6.3. Выводы по результатам исследований главы
7. Неравновесные условия формирования структуры стали: физический смысл и моделирование
7.1. Управляющие параметры динамической системы структурообразования
7.1.1. Тепловые потери при лазерной обработке и термические напряжения
7.1.2. Условия одно- и двухпараметрического описания неравновесности
7.2. Термический управляющий параметр
7.3. Экспериментальное определение деформационного управляющего параметра
7.3.1. Определение величины локальной пластической деформации и напряжений при ЛО интерференционным способом
7.3.2. Определение величины локальной пластической деформации и напряжений при ЛО методом атомно-силовой микроскопии (АСМ)
7.3.3. Значения скорости локальной пластической деформации при импульсной упрочняющей обработке

превышающих точку начала мартенситного превращения Мн на 100...500°С (в зависимости от режима обработки и химического состава стали). То есть перед началом мартенситного превращения аустенит должен содержать большое количество квазидиполей. Однако, квазидиполи из полных дислокаций не могут служить непосредственными зародышами фазового превращения у—»а (ото возможно, например, в кобальтовой металлической основе, но не в железной).
С другой стороны в работах [123,201,202] показано, что мартенситные кристаллы структуры «белого слоя», часто формирующегося при импульсной обработке стали с применением КПЭ, имеют границы, состоящие из частичных дислокаций. Это позволяет предположить, что квазидиполи до начала мартенситного превращения диссоциируют (расщепляются). К этому же подводят следующие данные.
При высоких температурах в средне- и высокоуглеродистом аустените нелегированных сталей энергия дефекта упаковки (ЭДУ) у>100 мДж/м2, что дает ширину растянутой дислокации, сравнимую с размерами ядра полной дислокации. В условиях быстрого охлаждения по мере приближения к точке М„ ЭДУ резко снижается, причем скорость её снижения тем выше, чем больше содержание углерода в твердом растворе. Об этом свидетельствуют экспериментальные данные электронно-микроскопических исследований (см., например, [130]). Причем, скорость снижения ЭДУ в районе Мн может достигать
= 0.35 лж , что на порядок выше скорости роста ЭДУ при относительно 7 а1 м град
медленном нагреве [4,94,124]. То есть ЭДУ является функцией не только химического состава, но и общего уровня напряжений, возникающих в сплаве по мере увеличения «химической» движущей силы у—»а-превращения при приближении к точке Мн. В этом случае конфигурационная неустойчивость дислокаций в квазидиполе, связанная с наличием нескомпенсированной (ненулевой) силы взаимодействия между дислокациями, также будет вносить свой вклад в расщепление полных дислокаций ввиду появления дополнительных