Структурно-фазовые превращения в α + β- титановых сплавах ВТ-6 и ВТ-8 под действием мощного ионного пучка тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат физико-математических наук Панова, Татьяна Кимзеевна

• Панова, Татьяна Кимзеевна
• кандидат физико-математических наук
• 1998

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Панова, Татьяна Кимзеевна

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА I. СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В МЕТАЛЛАХ ПОД ДЕЙСТВИЕМ КОНЦЕНТРИРОВАННЫХ ПОТОКОВ ЭНЕРГИИ

1.1. Теплофизические процессы при обработке материалов КПЭ

1.2. Структурные эффекты и упрочнение в металлах и сплавах

1.3. Механизмы и кинетика фазового превращения в титане и его сплавах при быстром нагреве. Влияние структурно-фазового состояния на механические свойства

1.4. Выводы по обзору литературы. Постановка задачи

ГЛАВА II. ТЕХНИКА И МЕТОДИКИ ЭКСПЕРИМЕНТА

2.1. Сильноточный ускоритель ионов

2.2. Методы исследования структурно-фазовых превращений при воздействии МИП

2.3. Механические испытания (а+Р)-титановых сплавов

2.4. Исследуемые материалы и их подготовка

ГЛАВА III. СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В (<х+р)-ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХ ВТ-6 И ВТ-8 ПОД ДЕЙСТВИЕМ МИП

3.1. .Моделирование термомеханических процессов в (а+р)-титановых сплавах при воздействии мощных ионных пучков

3.2. Изменение структуры сплавов ВТ-6 и ВТ-8 при облучении МИП

3.3. Фазовый состав закаленных МИП сплавов ВТ-6 и ВТ-8

3.4. Напряженно-деформированное состояние титановых сплавов

3.5. Особенности микроструктуры метастабильных а', а"и р-фаз

3.6. Микротвердость титановых сплавов, облученных МИП

3.7. Распад метастабильных фаз при старении

ГЛАВА IV. КРАТЕРООБРАЗОВАНИЕ НА ПОВЕРХНОСТИ СПЛАВОВ ПРИ ОБРАБОТКЕ МИП

4.1. Влияние режимов облучения на плотность и размеры кратеров

4.2, Причины образования кратеров на поверхности титановых сплавов при облучении МИП

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

ЛИТЕРАТУРА

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структурно-фазовые превращения в α + β- титановых сплавах ВТ-6 и ВТ-8 под действием мощного ионного пучка»

ВВЕДЕНИЕ

За последние десятилетия сплавы на основе титана стали одним из важных конструкционных материалов. Высокая коррозионная стойкость и удельная прочность в широком интервале температур определила их широкое применение в разных отраслях промышленности (аэрокосмической, судостроительной, химической, нефтегазовой, медицинской и пищевой). В то же время поверхностные свойства титановых сплавов (в частности, трибологические) не всегда удовлетворяют новым требованиям, предъявляемым промышленностью. Это стимулировало интенсивные исследования, направленные на поиск новых способов повышения поверхностной прочности титановых сплавов и создание новых технологических процессов их обработки. Перспективным направлением в упрочнении титановых сплавов является использование высоких скоростей нагрева и охлаждения, реализуемых при обработке концентрированными

/ л л

потоками энергии (КПЭ) с плотностью мощности 10 -10 Вт/см (электронная, ионная, лазерная, электроэрозионная обработка, импульсная плазма) /1-5/. Использование КПЭ приводит к формированию структурных состояний (сверхмелкозернистая и высокодисперсная структуры, мелкоигольчатый мартенсит и др.), которые проблематично получить при использовании традиционных способов термической обработки. При этом из перечисленных методов обработки наибольшими возможностями обладает мощный ионный пучок (МИП) наносекундной длительности.

Использование МИП для модификации титановых сплавов, имеющих многофазную поликристаллическую структуру, сдерживается множеством не решенных на сегодняшний проблем. Прежде всего к ним относится недостаточная изученность процессов взаимодействия МИП с материалами и сложность получения экспериментальных данных о параметрах материала в процессе такого воздействия. Кроме того, ряд особенностей

титановых сплавов и специфика их термической обработки требуют более детального изучения процессов фазовых и структурных превращений, протекающих в условиях сверхбыстрого воздействия МИП. До сих пор нет однозначных представлений о механизмах и основных закономерностях полиморфных превращений и кристаллизационных процессов при таком воздействии, позволяющих прогнозировать необходимые механические свойства.

Традиционно сверхбыстрая закалка титановых сплавов используется в основном для получения различных метастабильных состояний с мелкодисперсной структурой. Основное равновесное состояние титановых сплавов получают, как правило, после старения закаленных сплавов. Распад метастабильных состояний, полученных при сверхскоростной закалке, обеспечивает достижение уникальных механических характеристик сплавов. Однако механизмы распада метастабильных фаз, полученных при закалке МИП, также не достаточно изучены.

Еще одним сдерживающим фактором использования МИП для модификации изделий из титановых сплавов является образование кратеров на обрабатываемой поверхности, которое отрицательно сказывается на эксплуатационных характеристиках изделий, особенно при циклических нагрузках. Устранение этого явления или существенное снижение плотности и размеров кратеров возможно только при тщательном анализе причин, порождающих их образование при обработке.

Поэтому задачей настоящей работы является исследование закономерностей структурно-фазовых превращений в (а+Р)-титановых сплавах при обработке мощным ионным пучком, процессов распада метастабильных фаз при закалке МИП с последующим старением и конкретизация причин кратерообразования.

Работа состоит из введения, четырех глав и раздела «Основные результаты и выводы». Во введении обосновывается актуальность работы, ставится задача исследования,

формулируются защищаемые положения. В первой главе проанализированы ранее выполненные работы по взаимодействию КПЭ, в том числе и мощных ионных пучков, с металлами и сплавами. Основное внимание уделено структурно-фазовым превращениям и изменению механических характеристик различных металлических материалов (и, в частности, титановых сплавов) и роли теплофизических и гидродинамических процессов в явлении упрочнения. Показано, что нет однозначного описания механизмов и закономерностей процессов кристаллизации и фазовой перекристаллизации в титановых сплавах, облучаемых МИП. Это связано как с большой сложностью этих процессов, так и с их индивидуальностью для каждого сплава в классе мартенситных титановых сплавов. Проанализированы работы по исследованию явления кратерообразования. Показано, что вопрос о причинах образования кратеров на поверхности материалов при облучении МИП также требует уточнения. В результате комплексного анализа проведенных ранее исследований определены основные задачи, решение которых позволит конкретизировать механизмы структурно-фазовых превращений в (а+(3)-титановых сплавах и причины формирования кратеров при облучении МИП.

Вторая глава посвящена технике и методике проводимых исследований. Приведены основные параметры используемого в работе ускорителя ионов «Темп». Описаны методики металлографического, рентгеноструктурного, электронно-микроскопического анализа, а также методики исследования механических характеристик сплавов. Подробно описана подготовка образцов для облучения.

Третья глава содержит результаты моделирования температурных полей в мишенях из титановых сплавов при различных режимах облучения МИП и результаты экспериментальных исследований структурных и фазовых изменений в сплавах ВТ-6 и ВТ-8 при модификации МИП. Показано, что основным фактором воздействия МИП на структурно-фазовое состояние титановых сплавов является интенсивный разогрев

• 2 ♦

поверхностного слоя, приводящий к плавлению (при _)>80 А/см ) и кипению (при 00

А/см2) поверхностного слоя. Проведен анализ процессов, происходящих при высокоскоростной закалке МИП, ответственных за существенное изменение зеренной структуры исследуемых материалов. Выявлены основные особенности структурно-фазового состояния по глубине модифицированного слоя. Установлена взаимосвязь фазового состояния с характеристиками теплового воздействия, изменение которого с увеличением расстояния от поверхности. мишени приводит к формированию трех характерных зон, отличающихся структурным состоянием. Показано, что помимо фазовых превращений в зоне ионно-лучевой модификации наблюдается интенсивная пластическая деформация, приводящая к значительной фрагментации кристаллической решетки и формированию высокодефектных структурных состояний.

Определена последовательность распада при старении метастабильных фаз, сформированных в результате сверхбыстрой закалки МИП. Установлено, что формирование сверхмелкозернистого неоднородного по химическому составу структурного состояния и его сохранение в процессе распада метастабильных фаз приводит к значительному повышению прочности поверхностного слоя.

Четвертая глава посвящена исследованию причин кратерообразования при облучении МИП титановых сплавов. Проведен анализ влияния режимов облучения на плотность, размеры и глубину кратеров. Конкретизированы основные причины этого явления и предложены условия предварительной подготовки образцов титановых сплавов ВТ-6 и ВТ-8 для устранения образования кратеров при облучении МИП.

В разделе «Основные результаты и выводы» кратко изложены полученные в работе результаты.

Защищаемые положения.

1. Высокоскоростная кристаллизация и фазовая перекристаллизация при полиморфных превращениях двухфазных титановых сплавов, облучаемых мощным ионным пучком, приводит к образованию глобулярной, мелкозернистой структуры.

2.. В условиях высокоскоростной закалки (а+р)-титановых сплавов мощным ионным пучком образование высокодисперсного мартенсита обусловлено большой плотностью зародышей мартенситной фазы при высокой степени переохлаждения в зоне модификации МИП и подавлением процессов диффузионного роста кристаллов мартенсита.

3. Формирование высокодефектного, сверхмелкозернистого, неоднородного по химическому составу мартенсита и сохранение дисперсности структуры в процессе распада метастабильных фаз по схемам: а"—>Р; а'+Р„-»а(а')+Р приводит к значительному упрочнению модифицированного слоя титановых сплавов, облученных МИП.

4. Растворенные газы (главным образом водород) и инородные включения в приповерхностных слоях титановых сплавов играют определяющую роль в образовании кратеров на поверхности при облучении МИП. Предложен способ снижения плотности и размеров кратеров путем удаления газовых и инородных включений поверхностного слоя.

ГЛАВА I. СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В МЕТАЛЛАХ ПОД ДЕЙСТВИЕМ КОНЦЕНТРИРОВАННЫХ ПОТОКОВ ЭНЕРГИИ

Основной особенностью воздействия на материалы концентрированных потоков энергии является создание высоких плотностей теплового потока, достаточных не только для нагрева, но и плавления и испарения материала. Характер нагрева, определяющийся скоростями изменения температуры, температурными градиентами, временем достижения определенной температуры в заданных точках тела и другими параметрами процесса, оказывается различным в зависимости от свойств обрабатываемого материала, условий обработки и вида энергетического воздействия. Описание процессов, происходящих при модификации материалов МИП, невозможно без сравнения основных характеристик теплофизических процессов при обработке КПЭ с систематическими данными о состоянии их структуры и фазового состава. Для большинства металлов и сплавов (в том числе и для титановых сплавов) изменение свойств при воздействии КПЭ связано с полиморфными превращениями.

1.1. Теплофизические процессы при обработке материалов КПЭ

При взаимодействии КПЭ, к числу которых относятся электронные, ионные, лазерные пучки, а также импульсные потоки плазмы, с веществом происходит множество процессов, в результате которых падающие частицы, испытав рассеяние, и, потеряв энергию, термализуются /6, 7/. В металлах и сплавах энергия заряженных частиц или поглощенных световых квантов очень быстро передается свободным электронам, что в свою очередь приводит к более интенсивному движению атомов в решетке. В общем случае наиболее важными являются следующие процессы, определяющие потерю энергии ускоренных частиц/8, 9/:

-ионизационные потери энергии (потери на возбуждение атомов и молекул и ионизацию);

-кулоновское рассеяние (потери, обусловленные упругим рассеянием на ядрах атомов с учетом экранирующего действия электронных оболочек);

-радиационные потери энергии (неупругие столкновения с ядрами атомов, приводящие к тормозному излучению).

-ядерные реакции (при больших энергиях налетающих частиц).

Передача энергии ускоренных частиц решетке мишени в результате выравнивания температур электронного газа и решетки происходит за время около (Ю"10ч-10"12с) /7, 9-11/. Передача поглощенной энергии от зоны воздействия "холодным" слоям осуществляется с помощью механизма теплопроводности. Стадии нагрева и охлаждения могут быть определены численным решением уравнения теплопроводности /12-14/:

Жг, О"

р- с(Т)

х{ту

дг

+ Щт,Х),. (1.1)

& дг

где р - плотность вещества; с(Т) и х(Т) - удельная теплоемкость и теплопроводность вещества, соответственно; - функция энерговыделения (мощность теплового

источника). Определение основных характеристик температурного поля в веществе в процессе нагрева и охлаждения позволяет прогнозировать состав вещества после обработки, его фазовое и структурное состояние, оптимизировать технологические процессы поверхностной модификации. Нахождение температурных полей при решении уравнения теплопроводности невозможно без знания функции энерговыделения W(r,t). В общем случае тепловой источник является объемным и определяется как способом воздействия (сорт частиц пучка, их энергия, длительность импульса, плотность потока), так и свойствами обрабатываемого материала /10,15,16/. Если ограничиться одномерным случаем (пространственная координата ъ - глубина, отсчитываемая от передней поверхности), то

Х1)Б(г,Е(1)), (1.2)

где: 0(г,Е(Ч))-энергия, потерянная одной частицей с кинетической энергией E(t) на единице длины пути на глубине z, j(t) -плотность тока пучка в момент времени t. Таким образом, W(z,t) -это энергия, выделяющаяся за единицу времени в единичном объеме в момент t на

глубине z.

В случае низкоэнергетических пучков заряженных частиц и в случае лазерного воздействия источник тепла в хорошем приближении можно принять за поверхностный. Это связано с тем, что поглощение излучения происходит в узком поверхностном слое. Например, в случае лазерных пучков для всего оптического спектра длина поглощения очень мала, -100 Ä /16/. В случае электронных и ионных пучков можно считать источник поверхностным, если ускоряющее напряжение не превышает 20 кВ /17/. При более высоких значениях ускоряющего напряжения возникающий тепловой источник следует рассматривать как объемный. По мере движения в глубь образца пучок теряет энергию. Она рассеивается неравномерно. В зависимости от сорта частиц пучка, их начальной энергии и материала мишени максимум энерговыделения может находиться как на передней поверхности, так и на некоторой глубине (последнее характерно, в основном, для электронов)/18/. Расчет распределения поглощенной энергии проводится методом кинетических уравнений /20/ либо методом Монте-Карло 19, 19-21/. Выяснение основных закономерностей нагрева материалов КПЭ проще всего проводить для плоских мишеней в одномерных моделях, что справедливо, если размер области однородного энерговыделения пучка по его сечению d много больше размера области, нагретой вследствие теплопроводности /10,15/. Из решения уравнения теплопроводности можно определить ряд таких важных характеристик, как зависимость температуры от времени и глубины, зависимость толщины расплавленного слоя от плотности энергии, температурные градиенты, скорость движения фронта затвердевания и др.

Формирование различных метастабильных состояний в металлах при облучении КПЭ в

большинстве случаев происходит при фазовых превращениях. Наиболее значительные изменения наблюдаются при фазовых превращениях 1-рода, когда происходит образование жидкой фазы материала. Образование вблизи поверхности слоя расплавленного вещества начинается в том. случае, если плотность потока достигает некоторого критического значения. Тогда по прошествии времени 1:т поверхность тела нагревается до температуры Тт, тело начинает плавиться и граница плавления, являющаяся границей раздела жидкой и твердой фаз, начинает перемещаться в глубь материала. При высоких плотностях мощности, характерных для обработки материалов КПЭ, граница раздела твердой и жидкой фаз сильно размыта /18/. Из-за значительных потоков тепла, вызванных температурными градиентами (до 109 К/м), вещество в зоне перехода еще не успеет расплавиться, а расположенный под ней слой уже достигает температуры плавления Тт. При этом времена существования таких градиентов являются достаточными для того, чтобы тепло успело распространиться на расстояние порядка толщины межфазной области и более. Таким образом, переход вещества из твердого состояния в жидкое и наоборот происходит не сразу, а через некоторое переходное состояние ^изИ-состояние). В зависимости от свойств обрабатываемого материала, а также энергетических и временных характеристик КПЭ граница, разделяющая твердую и жидкую фазу, перемещается с различной скоростью. Большие градиенты давлений в областях малого объема вызывают сложное гидродинамическое движение вещества. Начальной стадией такого движения является унос вещества с облученной поверхности в виде пара и плазмы и распространение волны сжатия в глубь материала. На фоне гидродинамического движения вещества происходит перераспределение энергии механизмом . теплопроводности. Решение задач гидродинамической эволюции вещества основано на использовании уравнений движения и непрерывности для всех образующихся фаз и твердой фазы в целом /22-25/. Характер гидродинамических движений оказывает существенное влияние на металлургические

процессы, происходящие в расплаве, связанные с протеканием окислительно-восстановительных и других химических реакций, а также с перераспределением примеси в веществе. При этом распространение волн по объему твердого тела, вызывающих его деформацию, приводят к образованию различного рода дефектов, изменению механических свойств материалов и даже разрушению /26-28/.

При импульсном нагреве металлов имеются существенные различия между ионными, электронными и лазерными пучками (рис.1 /7/). Основное различие заключается в достигаемых скоростях закалки, поскольку выделение энергии для разных пучков происходит на разной глубине. Толщина слоя, в котором происходит основное выделение энергии, определяет результирующие температурные градиенты в твердой фазе, и, следовательно, время необходимое для отвода теплоты из этой области. Движущиеся электроны и ионы теряют энергию на возбуждение как электронов, так и решетки, причем в случае ионов на возбуждение решетки тратится больше энергии (на возбуждение решетки тратится <10% энергии и >90% передается электронной подсистеме с дальнейшей передачей энергии решетке с характерным временем релаксации ~10"12с /29-31/. При лазерном облучении энергия пучка теряется на возбуждение электронной подсистемы, причем этот эффект наиболее значителен на поверхности и экспоненциально уменьшается с глубиной. Характерная глубина поглощения, на которой происходит выделение энергии И-А, (длина волны излучения лазера) и для ИК-диапазона < 0,1 мкм. Для ионных пучков эта глубина < Змкм /32/, для электронных пучков она может достигать сотен микрон /9/, что связано с различной длиной пробегов электронов и ионов (при одинаковых энергиях) /17/. Это позволяет создавать при ионном облучении объемную плотность выделившейся энергии в металле в 10-100 раз больше, чем при облучении электронами с такой же энергией. Распространение тепла за счет электронной теплопроводности на определенную глубину определяется коэффициентом температуропроводности а (для большинства

см г

3 Еп,Дт ¡см2

б)

Л (ОЛ Дм ¡см2, 0,69мкм)

А1

3(1,5Дж/см2, .20 кэ В)

3 Ь,мкм.

1600

1200

' 800

Э(1,5Дж/смг, 50 и с)

М

ТПп = 933К

\\Л (0,4Дм ¡см2, 20нс)

Ш\- ''ЮЮК/с

—л_1_

Ю9к/с

о

200

ш

600

т,нс

Рис. 1.1. Различие в нагреве алюминия импульсными электронными (Э) и лазерными (Л) пучками: П - плавление, Тпл. - температура плавления, Тпов. - температура поверхности III.

конструкционных материалов а лежит в диапазоне 0,1 - 1 см /с /33/) и длительностью импульса т. Уменьшение длительности импульса не приводит к существенному увеличению скорости закалки до тех пор, пока не уменьшается толщина слоя, в котором выделяется энергия. Варьирование эффективной скоростью закалки при перекристаллизации из жидкой фазы при импульсном воздействии КПЭ возможно в широких пределах. Это приводит к существенным изменениям свойств материалов в зоне воздействия.

1.2. Структурные эффекты и упрочнение в металлах и сплавах Особенностью взаимодействия импульсных КПЭ с металлами и сплавами являются высокоинтенсивные процессы тепломассопереноса, которые и определяют свойства приповерхностных слоев. Выбирая состав пучка и режимы облучения для различных материалов можно добиться изменения коррозионной стойкости, твердости, износостойкости, усталостных характеристик и т.п. В связи со сложностью и разнообразием процессов, протекающих при обработке материалов КПЭ, единой теории, позволяющей объяснить природу упрочнения поверхностных слоев металлов, пока не создано. Необходимо отметить, что за эффект упрочнения ответственен целый ряд явлений, дающих определенный вклад, величина которого зависит как от параметров воздействия, так и от теплофизических характеристик металла. К возможным механизмам модификации свойств поверхности можно отнести - упрочнение за счёт образования твердых растворов (в этом случае возникает энергетический барьер, создающий трудности для движения дислокаций), образование структур с упрочняющими фазами, уменьшение размера зерен (что соответствует увеличению межзеренных границ, препятствующих движению дислокаций), торможение дислокаций внедренной примесью (атомами, комплексами, преципитатами при ионной имплантации или при перемешивании слоистых структур КПЭ) и радиационными дефектами, формирование оксидных, карбидных, нитридных слоев, а также возможной аморфизации поверхности /34-41/. Одновременно в результате распыления возможно

значительное сглаживание поверхности за счет исчезновения микроострия, что является весьма важным для износа и трения /32/.

Изменение свойств облучаемых КПЭ материалов происходит, как правило, на глубины, значительно превышающие пробег ионов, электронов или длину волны лазерного излучения. Этот эффект наблюдался в многочисленных работах по исследованию модификации поверхности металлов и сплавов КПЭ /41-46/. Толщина слоев, модифицированных импульсными электронными, ионными и лазерными пучками, достигает десятков и сотен микрон, т.е. в 102 и более раз превышает проективный пробег в материале мишени /14,18,41,45/. По данным работы /46/ толщина закаленных импульсными КПЭ, ' зависящая от плотности поглощенной энергии, длительности импульса, теплофизических характеристик обрабатываемого материала, составила для железа (a-Fe) при импульсной лазерной обработке (ИЛО) - 0,1-0,15 мм, при импульсной электроннолучевой обработке (ЭЛО)- 0,1-0,25 мм и при импульсной обработке мощным ионным пучком - ~0,15 мм.

Положительное влияние высокоэнергетического воздействия на прочность материалов связано, прежде всего, с появлением дефектов кристаллического строения. Увеличение дефектов структуры обусловлено рядом факторов. К их числу следует отнести каскады атомных столкновений при упругом взаимодействии ускоренных частиц с атомами мишени, значительные градиенты температур, высокие скорости нагрева и охлаждения, значительные термические и динамические напряжения /13, 17, 34/. Существенную роль в увеличении прочностных характеристик на таких глубинах играет термо- и радиационно-стимулированная диффузия дефектов и примеси, а также перераспределение напряжений в решетке. Сверхскоростной нагрев и следующее за ним сверхскоростное охлаждение, создает такие условия кристаллизации из расплава для чистых металлов при облучении импульсными КПЭ /26,46-49/, при которых фиксируется высокая плотность точечных и

линейных дефектов кристаллических решеток (р~1010-10псм"2), возникают напряжения I, II, Ш-рода, происходит измельчение блоков мозаики, что приводит к росту микротвердости, коэрцитивной силы. При этом для монокристаллических материалов наблюдается эффект дробления кристаллов и перехода монокристаллов в поликристаллы (Мо, Та, Яе) /26/. В большинстве работ /7, 14, 17, 18, 45, 49-51/ отмечается существование зонной структуры модифицированных КПЭ слоев независимо от типа теплового источника. Как правило, эти зоны различаются между собой по структурной и химической неоднородности, по остаточным напряжениям и типам дефектов. Модифицированный слой подразделяется на три зоны: первая зона - область остаточных сжимающих напряжений, в которую стекаются дефекты вакансионного типа, вторая зона - это зона остаточных растягивающих напряжений, где преимущественно формируются и стекаются дефекты междоузельного типа и третья зона - это также область остаточных сжимающих напряжений, где формируются, как правило, дислокационные петли в результате деформационного упрочнения ударной волной /49,50/. Структурная и химическая неоднородность различных областей модифицированного слоя очень сильно зависит от обрабатываемого материала, а в случае импульсной лазерной обработки (ИЛО) еще и от среды, в которой происходит облучение /47/. Дислокационная структура варьируется от хаотически распределенных дислокаций и дислокационных и дисклинационных переплетений до малоугловых границ с различным углом разориентации протяженных фрагментов /13, 17/. Высокая концентрация дефектов оказывает положительное влияние на технологические характеристики металлов. Так, в Си при ИЛО, в Бе при ЭЛО - теплостойкость повышается на 50-70 %, микротвердость и износостойкость в 2-2,5 раза /26, 45/. В случае объемных тепловых источников (СЭП, МИП) наиболее ярко проявляется зависимость степени дефектности от глубины максимума энерговыделения. Так в работе /18/ при облучении Бе СЭП с плотностью энергии 2,3-5,2 Дж/см2 наблюдалось характерное распределение микротвердости по глубине, связанное с

зонной дефектной структурой. Наблюдаемые авторами два максимума микротвердости по глубине модифицированного слоя, объясняются: первый - повышенной концентрацией дефектов вакансионного типа из-за воздействия теплового поля, второй - повышенной концентрацией дислокаций, сформированной за пределами зоны высоких температур под действием волн напряжений. Для различных металлов количество дефектов при обработке КПЭ различно, однако оно меньше, чем в металлах, упрочняющихся при фазовых превращениях. Например, в стали У-8 (0,8 % С) после воздействия лазерного луча

10 9

плотность дефектов составила 4-10 см" , что почти в 20 раз выше, чем в чистом железе /26/. Принципиальным фактором в формировании высокодефектной субструктуры в металлах при воздействии МИП является наличие импульса отдачи при интенсивном испарении поверхностного слоя в сочетании с высокими градиентами термомеханических напряжений (субструктура никеля в /13/).

Совместное влияние скорости нагрева и высоких температур расплава, давления, которое по оценкам авторов /26/ составляют ~26 ГПа при импульсном лазерном воздействии, от 2,5 до 5 ГПа для МИП /46/ и 1 - 1,5 ГПа для СЭП, приводит к перегреву расплава и сдвигу полиморфных превращений. Перегретый расплав при таком воздействии, как правило, находится в метастабильном состоянии, поэтому кристаллизация в условиях высоких скоростей охлаждения начинает осуществляться из метастабильного состояния при подавлении роста зародышей. В результате новая фаза образуется в мелкодисперсном виде, "замораживающем" метастабильное состояние. Сверхскоростное охлаждение создает условия для переохлаждения, при котором возможны полиморфные превращения без образования некоторых промежуточных фаз (а2-фаза в чистом железе при ИЛО /17/ идентифицирована как переохлажденная 5-фаза, а'и а"-фазы в Т1 при импульсной обработке МИП /41/).

Наиболее изучены структурно-фазовые превращения под действием СЭП в

железоуглеродистых сплавах. Зона теплового влияния в них представляет многослойный агрегат, отдельные слои которого плавно переходят друг в друга /14/. Первая зона формируется при охлаждении металла из расплавленного состояния и для нее типичным является его столбчато-дендритное строение (стали 20, 45, У-8, кроме сталей ХВГ и ШХ15) /17/. Вследствие высоких скоростей кристаллизации происходит преимущественный рост главных, осей дендритов, направленных перпендикулярно к границе раздела жидкого и твердого слоя. Металлографический анализ и рентгенографические исследования показали /40/, что структура первого слоя стали45 соответствует мелкоигольчатому мартенситу с некоторым количеством остаточного аустенита. Микротвердость этого слоя зависит от содержания в сплаве углерода и легирующих элементов и может составлять от 8000 МПа для среднеуглеродистой стали /26/ до 11,5 МПа для инструментальных сталей при ИЛО /45/. Повышение микротвердости этого слоя авторами этих работ связывается с формированием мелкоигольчатого мартенсита, фазовым наклепом и пластическим деформированием, обусловленным термическими напряжениями. В низколегированных сталях ХВГ и ШХ15 первый слой не имеет четко выраженной дентдритной структуры, а слагается из относительно равноосных зерен /26/. Их структура - мартенсито-аустенитная. Вторая зона формируется из твердого состояния, состоит из продуктов мартенситного типа и имеет достаточно высокую твердость (8200-8500 МПа для СТ45 при ИЛО /26/). Увеличение микротвердости в этом слое объясняется его наклепом при фазовой перекристаллизации и деформированием зерен при объемных изменениях при мартенситных превращениях. Температура полиморфных превращений в сталях при воздействии КПЭ повышается на 50-100 К /52,53/, что способствует значительным переохлаждениям и фиксированию метастабильных фаз. Третий слой - слой неполной закалки. Это переходной участок от закаленной структуры к сердцевине, который нагрелся за счет теплоотвода, но не претерпел закалку на мартенсит из-за невысокой температуры и

недостаточной скорости охлаждения. Данные работ /54,55/ раскрывают закономерности поверхностного упрочнения низкоэнергетическим сильноточным пучком электронов закаленных и незакаленных сталей СТ45, У7А, У12. Анализ упрочнения незакаленных сталей показал, что уменьшение длительности импульса оказывает значительное влияние на упрочнение поверхностного слоя. Кривые упрочнения с изменением длительности импульса меняются сложным образом. Закалка сталей СТ45, У7А, У12 является наиболее эффективной при появлении заметного испарения. Для закаленных сталей характер кривых изменяется при т=0,15-5мкс. Формируется упрочненная зона толщиной 400 мкм с двумя характерными максимумами микротвердости /56/. Толщина эффективного упрочненного слоя составляет 5-7 мкм. За упрочненным слоем следует зона отпуска, а на глубине 100-200 мкм формируется второй упрочненный слой, микротвердость которого с ростом числа импульсов увеличивается и по величине выше, чем микротвердость первого упрочненного слоя. Уменьшение длительности импульса приводит к уменьшению толщины упрочненного слоя и сдвигу максимального упрочнения к поверхности. Появление участков со слабой травимостью и высокой микротвердостью авторы этих работ связали с аморфизацией вследствие появления участков с повышенной концентрацией углерода, уменьшающего критические скорости закалки из расплава, необходимые для перехода в аморфное состояние.

Используя результаты тепловых расчетов, авторы /14, 18, 37/ попытались объяснить основные закономерности формирования экспериментально обнаруженных поверхностных слоев с различной структурой при облучении СЭП стали 45, У7А. Сопоставляя зависимости скорости охлаждения, скорости кристаллизации и структуры различных слоев, авторы пришли к выводу, что первый слой толщиной ~ 1-2 мкм сформировался в результате сверхбыстрой закалки (скорость охлаждения ~Ю10 К/с). Второй слой толщиной (10-15) мкм, следующий за первым, образовался при быстром охлаждении (-5-109 К/с) не полностью

расплавленного слоя ^шЬ-состояния). Наличие в этом слое значительного количества аустенита связывается с быстрым перегревом стали и высокими скоростями охлаждения. Подобные результаты наблюдаются и при обработке металлов мощным ионным пучком наносекундной длительности. Электронно-микроскопические исследования срезов стали У9 /57/ показали, что структурные изменения простираются на глубину от 5 до 20 мкм в зависимости от величины плотности тока и количества импульсов. Сформировавшаяся структура имеет три ярко выраженных зоны. В первой зоне, лежащей у поверхности, сформировалась мелкодисперсная структура, обладающая повышенной твердостью. Вторая зона имеет малую ширину и обладает повышенной травимостью и низкой микротвердостью. Третья зона является переходной к матрице.

При изучении тонкой структуры титановых сплавов, обработанных КПЭ, также было выявлено послойное строение поверхностного слоя, причем состав каждого слоя зависел от условий воздействия /58/. Так, для сплава ВТ-23 с исходной пластинчатой структурой, подвергнутого ИЛО с оплавлением, в первом слое (Т>1900° С) образуется двухфазное (а"+(3) - состояние с достаточно дисперсной мартенситной структурой. Во втором слое -формируется трехфазное (а'+а"+Р)- состояние. Ниже лежит слой, имеющий двухфазную (а'+р)- структуру, в которой мартенсит образуется в пределах прежних а-кристаллов, а исходная р- фаза не претерпевает изменений. В сплаве ВТ-6 в первом слое образуется однофазное состояние: морфология мартенсита в этом слое соответствует закалке гомогенной Р-фазы. Проведенный последующий термический отжиг измельченной при ИЛО зеренной структуры в поверхностных слоях позволил получить высокодисперсное состояние с повышенными прочностными свойствами вследствие распада химически неоднородных метастабильных фаз. Расчеты температурных полей в сплаве ВТ-6 при воздействии эксимерного лазера, и данные электронной микроскопии показали образование в сплаве игольчатого мартенсита в слое ~1,5 мкм с повышенной микротвердостью /43,44/.

При этом отмечается, что полученные расчетные данные немного меньше, чем реально наблюдаемые. В работе /59/ при исследовании (а+Р) - титанового сплава ВТЗ-1 при ИЛО наблюдалось формирование упрочненного слоя толщиной 70-100 мкм с твердостью, превышающей твердость исходного металла в 1,1-1,6 раза. Исходная грубо-игольчатая структура при этом трансформировалась в структуру, содержащую включения глобулярной формы. Рентгеноструктурный анализ показал, что происходящие изменения связаны с пересыщением твердого раствора легирующими элементами, его концентрационной и морфологической неоднородностью вследствие образования мартенситных а' и а"-фаз. Протекание интенсивных процессов фазообразования в титановых сплавах зафиксировано и при воздействии низкоэнергетичных сильноточных электронных /60/ и мощных ионных пучков /32, 41, 61/. Причем глубина структурных изменений зависит как от условий обработки, так и от исходного состояния сплава. При обработке МИП сплава ВТ18У /61/ зафиксирован ряд изменений: 300 нм - слой "химического перемешивания"; в слое 5-10 мкм - выявлено существование остаточных микронапряжений; наряду со структурно-фазовыми изменениями протекает процесс образования и перераспределения дефектов. В работе /42/ проведен расчет эволюции температурного поля в чистом титане при воздействии потока ионов с плотностью мощности 100 МВт/см и длительностью импульса 70 не. Показано, что достижение температуры плавления и кипения в узком поверхностном слое приводит к формированию в этом слое наноструктуры с размерами блоков -31 нм. При этом скорость охлаждения по данным расчета составила 2,7-107К/с. Протекание в поверхностном слое толщиной -40 мкм структурных изменений и формирование карбидов и оксикарбидов, сопровождающееся увеличением микротвердости, наблюдалось авторами /62/ для сплава ВТ-9. Последующий диффузионный отжиг при температуре ~500°С, также как и в случае ИЛО титановых сплавов /58/, приводит к формированию однородного структурного состояния в слое толщиной ~ 40 мкм и увеличению микротвердости. Обнаруженные

изменения авторы /62/ связывают, во-первых, с существованием плазменного облака над поверхностью материала, в котором интенсивно протекают процессы ионизации, рекомбинации, диффузии, окисления, комплексообразования и т.п., с последующей конденсацией компонентов этого облака при охлаждении после окончания импульса. И, во-вторых, с высокоскоростным нагревом и охлаждением материала, а также с ударными волнами, генерируемыми при облучении. Выявление роли этих процессов в формировании физико-химико-механических состояний поверхностных слоев для титановых сплавов является сложной задачей, требующей детального изучения протекающих при этом процессов. В частности, наиболее пристального внимания требует рассмотрение процессов, происходящих при полиморфных превращениях, а также при последующем отжиге.

Модификация КПЭ относится к неравновесным процессам и микроструктура слоев, полученных при обработке КПЭ, является метастабильной, соответствующей образованию пересыщенных твердых растворов /17,38/ или полностью разупорядоченных стеклообразных металлических сплавов /42/. Существует две модели аморфизации металлов при воздействии КПЭ /34/. В рамках первой модели полагают, что аморфная фаза формируется путем быстрой закалки из жидкой фазы. Здесь важную роль играют примеси, стабилизирующие аморфную фазу. Согласно второй модели постепенное накопление дефектов структуры может достигнуть определенной критической концентрации, при которой формируется аморфная фаза. Эта модель была успешно использована при создании теории аморфизации упорядоченных сплавов и интерпретации экспериментальных данных по аморфизации интерметаллидов при ионном облучении /34/. При импульсном подводе энергии наибольшее распространение для объяснения аморфизации поверхностных слоев получила первая модель /63/. Сформированный аморфный слой обладает более высокими прочностными и коррозионными свойствами, увеличенной пластичностью и радиационной стойкостью /64/. Так в работе /42/ наблюдалось формирование аморфного слоя толщиной

0,6 мкм в сплаве никеля (NiôsCrisPiôB^ при облучении ионным пучком с длительностью

О Л

импульса 70нс и плотностью мощности 10 Вт/см . Электронно-микроскопические и микродифрактометрические исследования образцов инструментальной стали ледебуритного класса (21%С, 12%Сг, облученных лучом лазера на СОг мощностью 3 кВт /65/, показали наличие аморфного слоя на поверхности образцов. Микротвердость аморфного слоя достигала 17000 МПа. Авторы отмечают, что в отличие от подложки в аморфном слое все карбиды растворены, трещины отсутствуют, и аморфный слой обладает большей

U и и Т\ U г"

коррозионной стойкостью по сравнению с матрицей. В этой же работе образование аморфного слоя толщиной 0,15 мкм наблюдали на поверхности образца из чистого алюминия после обработки на воздухе импульсами рубинового лазера с длительностью

л

импульса 15 не и плотностью энергии 3,5 Дж/см . При этом скорость охлаждения составила Ю10К/с. Обработка на воздухе облегчила аморфизацию чистого металла присутствием элементов-аморфизаторов (было обнаружено наличие в аморфных слоях адсорбированных N2 и Ог и нитрида A1N. Облучение чистого титана МИП с плотностью тока 180 А/см2 и длительностью импульса 30 не в работе /66/ также привело к формированию аморфного слоя толщиной 0,66 мкм.

Q 19 9

При использовании излучения с плотностью мощности —10-10 Вт/см с длительностью импульса (20-70)нс, характер взаимодействия излучения с материалом имеет определенные особенности /17,56,67/. Так как переход энергии фотонов, электронов или ионов в тепло заканчивается за время, соответствующее нескольким сотням колебаний атомов, то после поглощения следует расширение нагретой области. Этот процесс может быть настолько интенсивным, что приводит к возникновению ударных волн, больших градиентов температуры и испарению поверхностного слоя. По сравнению с расширением твердого тела испарение идет сравнительно медленно, поэтому над облучаемой поверхностью в течение некоторого времени может сохраняться высокое давление паров. Расчет давлений

при облучении импульсами лазера с длиной волны 7000 А, с плотностью мощности 109 Вт/см2 и длительностью импульса 10 не показал: для Си давление равно - 59-109 Па, для А1 -32-109 Па и Ве -15,5-Ю9 Па. Расчеты проводились для коэффициента отражения излучения равного 90 % /26/. Полученные давления, величины которых подтверждаются прямыми измерениями с помощью кварцевых датчиков, достаточны для разрушения всех исследуемых в работе материалов. На преимущественно механический характер воздействия импульса пиковой мощности указывается в работах /26, 68/, так как области термического влияния при таком малом времени воздействия незначительны. Возрастание временной усталости различных алюминиевых сплавов при ударном упрочнении ИЛО было отмечено в /67/, причем ее возрастание объясняется присутствием остаточных напряжений сжатия. Проведенная оценка максимального давления, создаваемого лучом лазера с

8 9 1П

плотностью мощности 2-10 Вт/см , составила ~101и Па. В работе /69/, при исследовании воздействия гигантского лазерного импульса на сплавы железа с 0,3 % 81, определено значение амплитуды ударной волны, равное 5600 МПа. Длительность импульса излучения существенно влияет на формирование ударной волны /67/. При использовании длинного импульса отмечается медленный спад давления, и это объясняет более равномерное распределение деформаций в обрабатываемом материале. При воздействии коротких моноимпульсов они носят сдвиговый характер. Сравнительные исследования показали, что воздействие гигантского импульса рубинового лазера с энергией 0,3 Дж и длительностью 50 не на медь в вакууме давало импульс отдачи 0,18-Ю5 Не, обусловленный газодинамическим движением испаренного вещества. В то же время импульс светового давления для случая полного отражения света составляет всего 24 О"9 Не. При воздействии импульса в диапазоне плотностей потоков Ю10-Ю11 Вт/см2 средняя скорость разлета продуктов разрушения равна (0,4-3)106 м/с. При этом в работе отмечается, что основная масса продуктов разрушения выбрасывается в виде жидкой фазы, причем характер

разрушения в значительной степени обусловлен возникновением и распространением в глубь тела мощной ударной волны, вызывающей дополнительное плавление, испарение материала с образованием кратера.

Образование кратеров в результате удаления расплава в локальных точках поверхности материала является отрицательным эффектом при воздействии КПЭ. Эксплуатационные испытания, а также результаты фрактографических исследований образцов и деталей, прошедших ионно-лучевую и термическую обработку /32/, свидетельствуют о возможности инициирования разрушения из кратеров. Явление кратерообразования при ИЛО подвергалось разносторонним экспериментальным исследованиям, в которых определены качественные особенности и количественные характеристики движения расплава, тогда как в большинстве публикаций по воздействию МИП обсуждение этого явления ограничивается простой констатацией /35/. Анализ литературных данных по ИЛО выявил существование двух аспектов, на которых был сконцентрирован интерес исследователей по изучению явления кратерообразования. Прежде всего, это удаление расплава, связанного с существованием импульса отдачи истекающих с поверхности расплава паров металла /7072/. Локальный характер зарождения плазмы при облучении металлической поверхности лазерным излучением связывается с наличием на ней различных инородных включений, обладающих плохим тепловым контактом с основой и испытывающих значительный перегрев в поле световой волны. Пороги образования плазмы в этом случае определяются приповерхностной плотностью таких включений. Топографические дефекты, структурные и химические неоднородности, обусловленные методом приготовления материалов, и внедренные в процессе полирования частицы абразива являются затравочными центрами поглощения, нагрев которых способствует их испарению /73/ и формированию локального плазменного облака. В модельной задаче /74/, применимой к металлам, оценены пороговые значения импульсного потока электромагнитного излучения, выше которого возможно

кратерообразное разрушение поверхности, сопровождающееся горением плазменно-коррозионного факела. При этом обращается внимание на важную роль явления последействия, характеризуемого временем после окончания импульса, в течение которого вещество продолжает активно выноситься из конденсированной фазы в плазменно-газовую. Показано, что время последействия сравнимо с длительностью импульса и его величина оказывает существенное влияние на глубину кратера. Второй аспект, на который обращают внимание исследователи в определении причин кратерообразования в условиях лазерного облучения - это термокапилярный эффект, возникающий за счет температурной зависимости поверхностного натяжения. Проведенные в /75/ оценки градиента поверхностного натяжения, под действием которого расплав приходит в движение, и скорости термокапилярного движения волны расплава, позволяют сделать вывод о конкуренции термокапилярного и испарительного механизмов в явлении кратерообраазования. Локальное плавление при импульсном воздействии, сопровождающееся образованием кратеров, приводит к значительным изменениям морфологии поверхности /76/. При этом зафиксировано образование различных типов кратеров. Анализ возникающих деформаций и напряжений в поверхностном слое твердых тел при локальном импульсном лазерном нагреве, позволил авторам /77/ сделать заключение о существовании "горба" и "лунки" на поверхности. "Горб", как правило, возникает за счет обычной термоупругости, обусловленной тепловым расширением вещества. "Лунка" - за счет сжатия вещества при фазовом переходе. Наблюдаемые кратерные образования отличаются от окружающих областей, как составом, так и повышенной концентрацией структурных дефектов /78/, свидетельствующих о более интенсивном разогреве на этих участках. В работе /79/ предложена электронно-деформационная тепловая (ЭДТ) модель дефектообразования, учитывающая одновременное действие нагрева, акустической деформации и электронного возбуждения материала при

лазерном облучении. Анализ дефектообразования с точки зрения ЭДТ-механизма позволил авторам сделать вывод о развитии лазерно-индуцированных ЭДТ-неустойчивостей на поверхности материалов, которые усиливают роль деформации. Образование микрократеров и рельефной поверхности, по мнению авторов /80/, объясняется неоднородным испарением и связанными с ним капиллярными эффектами в тонком слое расплава. При быстрой кристаллизации в такой системе следы выхода пузырьков пара, находящихся в расплаве, на поверхности фиксируются в виде микрократеров правильной круглой формы. При этом большое давление паров, приводящее к гидродинамическим возмущениям поверхности расплава и возникновению капиллярных волн, приводит к формированию волнистого рельефа поверхности. Образование кратеров при облучении кремния протонами с Е=250 кэВ и т=50 не авторы /71/ связывают с наличием неоднородностей типа - границ зерен и примеси. Для монокристалла кремния плотность кратеров чрезвычайно мала (~5 см"2). Максимальная глубина кратеров составила -0,2 мкм.

Явление кратерообразования при воздействии МИП на поверхности металлов и сплавов объясняется авторами /62, 81, 82/ как неоднородное выделение энергии по площади поверхности образца. Это связывается с неоднородностью образца или с неоднородностью пучка, приводящее к возникновению на этих участках ударных волн больших давлений и, как следствие, к выбросу расплавленного вещества мишени или его вспучиванию. На основании проведенных исследований этого явления при воздействии МИП на образцы стали Р6М5, алюминия, железоникелевого сплава ЭП718ИД и титановые сплавы ВТ-9 и ВТ18У представлена классификация кратерных образований по их геометрии и времени образования. Отмечается, что тип, размеры и число кратеров зависят от режимов облучения. Глубина первичных кратеров сплава ВТ-9, обработанного МИП, достигает (1-2) мкм, вторичных - (0,1-0,5) мкм. Как и в случае ИЛО наблюдается изменение элементного состава в зонах кратеров в первичных кратерах, тогда как химический состав

поверхностных слоев сплавов во вторичных кратерах адекватен составу на свободной поверхности. Величина микротвердости в кратерах ниже соответствующих значений Ну на свободной от кратеров поверхности, хотя последующая термообработка позволила авторам повысить значения микротвердости до уровня, характерного для свободной поверхности. По мнению авторов /81/ причин формирования кратеров при воздействии мощного ионного пучка на поверхность твердых тел может быть несколько: расслоение ионного и электронного пучка; выход на поверхность пузырьков газа, растворенных в приповерхностной области; экранирование некоторых областей поверхности на начальной стадии действия импульса в результате образования неоднородного пароплазменного облака из легколетучих веществ, адсорбированных на поверхности, прежде всего углеводородов, а также фазовых составляющих сплава, имеющих высокую упругость паров, или разлагающихся под пучком с выделением газов; локальное плавление отдельных участков поверхности вследствие различия в температурах плавления фазовых составляющих сплава; бомбардировка расплавленной поверхности запаздывающими микрочастицами или плазменными сгустками, образованными в результате эрозии материала катода при транспортировке ионного пучка сквозь систему перфорации катода. В случае реализации нескольких из перечисленных механизмов кратерообразования появляется необходимость выделения лимитирующего механизма в каждом конкретном случае. Поэтому вопрос о конкретных причинах формирования кратеров и модельных представлений этого явления в настоящее время остается открытым и требует накопления экспериментальных и теоретических данных.

1.3. Механизмы и кинетика фазового превращения в титане и его сплавах при быстром нагреве. Влияние структурно-фазового состояния на механические свойства.

Возможность термоупрочнения титановых сплавов основана на существовании фазового перехода между двумя аллотропическими модификациями титана; - низкотемпературной а-

фазой с ГПУ-решеткой и высокотемпературной р-фазой с ОЦК-решеткой /83, 84/. В чистом титане такой переход происходит при температуре 882,5 °С и сопровождается изменением физических характеристик. Полиморфное превращение в чистом титане может происходить как по сдвиговому (мартенситному), так и по нормальному механизму /85/. Основной особенностью а<=>Р превращения в титане является выполнение принципа ориентационного и размерного соответствия между а- и р- фазами. Согласно этому принципу при формировании а- фазы из Р- фазы плоскость (0001) а-фазы параллельна плоскостям {110}р-фазы, а направление [1120] в а- структуре параллельно направлению [111] в р~ фазе. Ориентация кристаллов Р-фазы в процессе а-*р превращения не изменяется вследствие хорошего размерного соответствия между решетками аир фаз /84/. а—>р -Переход в титане является переходом I-рода и сопровождается образованием и ростом зародышей р-фазы. Механизм а-»Р - перестройки на стадии образования зародыша Р-фазы является сдвиговым (мартенситным), о чем свидетельствует появление рельефа, сопровождающего процесс. Далее сдвиговый механизм с характерным для него упорядоченным перемещением межфазной границы в зависимости от условий нагрева может смениться нормальным механизмом роста р-фазы, когда межфазная граница перемещается неупорядоченно. Различные скорости нагрева приводят к изменению механизма а-»Р перехода /86/. При медленном нагреве процесс разделяется на три стадии: образование по сдвиговому механизму зародышей р-фазы преимущественно в районе межзеренных границ, их рост по нормальному механизму до столкновения отдельных объемов высокотемпературной фазы с восстановлением границ исходной зеренной структуры и последующую собирательную рекристаллизацию. Быстропротекающие релаксационные процессы при нагреве с малыми скоростями (1-5 К/мин) затрудняют развитие зародышей по сдвиговому механизму, поэтому процесс а—»p-превращения в этих условиях в основном протекает неупорядоченно. При нагреве со скоростями,

превышающими 20 К/с, возникают значительные термические напряжения внутри а -зерен, связанные с анизотропией теплового расширения различно ориентированных зерен, что способствует появлению при температуре перехода большого количества зародышей р-фазы, образующейся по сдвиговому механизму не только по границам зерен, но и во внутренних объемах зерен. Релаксация напряжений, возникающих в процессе а<=>Р-превращений при таких скоростях нагрева, затрудняется, и создаются условия для его развития по сдвиговому механизму и на стадии роста зародышей. В этих условиях переход к неупорядоченному механизму а—>Р превращения наблюдается при более высоких температурах из-за смещения процессов релаксации /87/. Так как при ускоренном нагреве полиморфные превращения в чистом титане протекают в неравновесных условиях и под действием внутренних напряжений изменяется структурное состояние кристаллической решетки, то происходит нарушение правила фаз и вытекающего из него принципа постоянства температуры /88/. В равновесных условиях полиморфное превращение в однокомпонентных системах, согласно правилу фаз, протекает при постоянной температуре ( 882,5°С для Т1). Однако результаты исследований /89, 90/ показывают, что при скоростном нагреве (10"2 102 К/мин) интервал полиморфного превращения составляет 20-40 0 С, а при импульсном нагреве со скоростью 107 К/с перегрев относительно равновесной температуры (tn.ii.) составляет 90° С. Возможность такого перегрева обусловлена тем, что в условиях сверхбыстрого нагрева а—>р - превращение определяется не скоростью роста зародышей, образование которых требует преодоление малого активационного барьера, а образованием зародышей с большей энергией активации, в то же время превращение сопровождается некоторым "поворотом" новой фазы относительно исходной. Перегрев на 2-3 0 относительно температуры полиморфного превращения способствует увеличению зародышей на несколько порядков /87/. Таким образом, анализ влияния скорости нагрева на процесс а-»Р- превращения показывает, что с возрастанием скорости нагрева процесс

зародышеобразования становится преобладающим над процессом роста. И при сверхбыстрых скоростях нагрева можно в такой степени подавить процесс роста, что переход осуществляется только путем зарождения. При медленном охлаждении процесс р—>а - превращения также сопровождается образованием и ростом зародышей /91/. Увеличение скорости охлаждения способствует развитию сдвигового мартенситного механизма. Исследование влияния скорости охлаждения на температуру превращения, показывает, что при повышении скорости охлаждения с 10 до 60000 К/с температура превращения чистого титана понижается до 800 °С и ниже.

В отличие от чистого титана в его сплавах механизм а<=>р - превращения следует рассматривать с учетом концентрационного аспекта превращения, который может быть "диффузионным" или "бездиффузионным" в зависимости от того, контролируется или нет перемещение межфазной границы процессами диффузии. Конкретный механизм превращения в титановых сплавах определяется химическим составом сплавов и условиями его реализации. Легирование титана компонентами, входящими в твердый раствор и образующими упрочняющие интерметаллидные фазы, приводит к существенному изменению температуры полиморфного превращения /92/. По влиянию на полиморфизм все элементы, используемые для легирования титана и его примеси, подразделяются на элементы, повышающие температуру полиморфного а«р превращения и расширяющие область существования а - модификации (а-стабилизаторы) и понижающие температуру полиморфного превращения и сужающие область существования а-фазы (Р-стабилизаторы) (рис. 1.2 /91/). Основным условием для изменения температуры превращения является растворимость химического элемента в одной, из двух модификаций титана /84, 91/. Неограниченную растворимость в обеих модификациях титана имеют ближайшие аналоги титана - цирконий и гафний. Они имеют небольшую разницу в атомных диаметрах, идентичные с титаном аллотропические модификации и близкое электронное строение. Все

Рис. 1.2. Классификация легирующих элементов и примесей в титане /91/.

а- стабилизаторы обладают ограниченной растворимостью как в а-, так и в Р -модификациях титана. К этой группе относятся - А1, Оа, Ьа, Се, О, С, N. а-Стабилизаторы образуют с а-фазой титана либо твердый раствор замещения, либо твердый раствор внедрения. При содержании в сплавах а-стабилизаторов выше предела растворимости, в а-фазе происходит образование упорядоченных фаз либо оксидных или карбонитридных соединений. Кислород и азот, образуя с титановыми сплавами твердые растворы внедрения или металлидные фазы, и, присутствуя в ничтожных количествах (десятые, а иногда и сотые доли процента), губительно действует на свойства, превращая пластичный по природе материал в хрупкий. Вместе с тем именно примеси, главным образом кислород, определяют и полезные свойства титана и его сплавов - его высокую прочность. Основное соединение ТЮ имеет кубическую гранецентрированную решетку с атю=4,180 А. Так, приведенные в работе /85/ данные исследования влияния примесей кислорода, азота и углерода на механические свойства титана, показывают, что содержание в титане 0,05 % кислорода повышает предел прочности титана на 6 кгс/мм2; 0,05% азота на 12,5 и 0,05% углерода на 3,5 кгс/мм . Азот, являясь более сильным упрочнителем, сильно охрупчивает титан и его сплавы, поэтому сплавы с содержанием азота более 0,05% не имеют практического значения. Углерод - сравнительно слабый упрочнитель, а повышать его содержание в сплаве более 0,2% нельзя из-за появления хрупкой, но твердой карбидной фазы. При легировании же кислородом вплоть до 0,5% сохраняется вполне удовлетворительная пластичность при весьма существенном приращении прочности. К группе Р-стабилизаторов относится большая часть металлических элементов (Щ ЫЬ, V, Мо, Та, Бп, Мп, Бе, Сг, Со, N1 и др.), а также водород. Водород считается одной из наиболее вредных примесей в титане и его сплавах. Не повышая прочности, водород вызывает хрупкое разрушение титана и усиливает вредное действие других примесей, в частности кислорода. Вредное действие водорода связано с его способностью к миграции в

напряженные зоны титановых конструкций, что может приводить к локальному выделению хрупкой гидридной фазы. Промышленные титановые сплавы со структурой а+{3, легированные одним или несколькими Р-стабилизаторами, принято классифицировать по степени- приближения состава сплава к сплавам критического состава /93/, используя условный коэффициент р-стабилизации сплава Кр стаб. Этот коэффициент показывает отношение содержания р-стабилизатора в сплаве к его содержанию в сплаве критического состава Кр стаб=с/сКр.. Для сплавов докритического состава этот коэффициент будет меньше единицы, для сплавов закритического состава - больше единицы, а для сплавов критического состава равен единице. В сплавах, содержащих р-стабилизаторы в количестве менее критического, при закалке из Р-области происходит мартенситное превращение с образованием разнообразных нестабильных и пересыщенных фаз (а', а", со). В сплавах с содержанием р-стабилизаторов больше критического значения в результате закалки из Р-области при комнатной температуре фиксируется р-фаза - "титановый аустенит". В сплавах с а- стабилизирующими элементами, а также Р-стабилизаторами при относительно небольшой концентрации легирующих элементов при закалке происходит мартенситное превращение р—>а'. Для элементов с небольшой растворимостью в а-титане эта фаза может быть значительно пересыщена легирующими элементами. а'-Фаза имеет гексагональную кристаллическую структуру такую же, как и а-титан, только несколько искаженную. Параметры кристаллической решетки мартенситной а'-фазы близки к параметрам кристаллической решетки а-фазы. Рентгенографически а'-фаза характеризуется размытием характерных для гексагонального титана интерференционных линий, расположенных под большими углами отражения 9, что связано с возникновением внутренних напряжений в кристаллической решетке. а'-Фаза имеет типичную игольчатую микроструктуру, но для чистых по примесям сплавов с алюминием, оловом, азотом, кислородом при малом содержании легирующего элемента она имеет вид "зубчатых" зерен. С увеличением

содержания р-стабилизирующего элемента в ряде сплавов ( в сплавах с р-перитектоидными элементами) при закалке образуется а"- фаза. Переход от а' к а"-фазе относится к переходу П-рода /94/. Параметры орторомбической кристаллической решетки а"-фазы лежат в пределах а=2,956+3,026 А; Ь=4,970+5,110 А; с= 4,65+4,67 А /93/. Рентгенограммы сплавов со структурой а" характеризуются «расщеплением» некоторых интерференционных линий, свойственных гексагональной а-фазе. а"-Фаза по своей структуре занимает промежуточное положение между а(а') и Р-фазами. а"-Фаза так же, как и а'-фаза представляет собой пересыщенный твердый раствор легирующего элемента в а-титане и является типичной мартенситной фазой. Характер микроструктуры а"-фазы аналогичен а'-фазе - игольчатый. При содержании р- стабилизаторов, близком ко второй критической концентрации /95/, в сплавах внутри Р-твердого раствора образуется со-фаза. Ее считают особым состоянием Р-твердого раствора, поскольку она когерентна по отношению к матрице (Р-фазе). Фаза со имеет искаженную гексагональную решетку с параметрами а=4,607 А, с=2,821 А. Правильно ориентированные по отношению к матрице выделения со-фазы имеют форму стержней или вытянутых эллипсоидов. При отпуске а и а+р-сплавов с высоким содержанием алюминия в них появляется упорядоченная аг -фаза, основанная на соединении Т1зА1. аг-Фаза имеет кристаллическую решетку, близкую к решетке а-фазы, причем атомы А1 занимают в решетке вполне определенные места. Параметры решетки аг-фазы : аа2=2аа и са2 =са. Образование метастабильных фаз оказывает очень резкое влияние на механические свойства сплавов. Образованию а' и со фаз соответствуют повышенные значения твердости, особенно значительные для сплавов со структурой Р+со /84/. Твердость сплавов со структурой а'- фазы монотонно возрастает с увеличением пересыщения твердого раствора, в этом случае твердость увеличивается до максимального значения 3500-4100 МПа. Пластичность сплавов при этом несколько снижается, хотя и на незначительную величину. Удовлетворительная прочность сплавов с

мартенситной а' - структурой в сочетании с низким пределом текучести обеспечивает их хорошую деформируемость, что представляет существенный практический интерес. При образовании со -фазы упрочнение гораздо выше. Твердость достигает значений 5500-5900 МПа, но при этом происходит резкое охрупчивание сплавов, делающее их непригодными в эксплуатации. Образование ос" -фазы вызывает, в противоположность а' и со - фазам, понижение твердости и прочности (повышение пластичности) сплавов. Образование метастабильных фаз значительно изменяет и упругие свойства сплавов. Модуль упругости (Е) и модуль сдвига (О) мартенситной а'- фазы уменьшаются с увеличением степени пересыщения твердого раствора. Такая же зависимость существует и для а"-фазы, причем изменение упругих характеристик при переходе от структуры а'- фазы к структуре а"- фазы носит непрерывный монотонный характер. Структура Р+ш характеризуется аномально высоким модулем упругости и модулем сдвига. Повышение значений модуля упругости при образовании со- фазы свидетельствует о существенно больших значениях сил межатомной связи в этой структуре, по сравнению с другими фазами в титановых сплавах. Превращение мартенситных а'-и а"-фаз сопровождается небольшими объемными эффектами, в отличие от со-фазы, образование которой во всех сплавах сопровождается заметным сжатием. Образование упорядоченной аг-фазы сопровождается заметным охрупчиванием и недостаточно высокой термической стабильностью титановых сплавов. Однако при снижении пластичности образование аг-фазы значительно повышает жаропрочность титановых сплавов. Имеются многочисленные данные /83, 84, 87/ об инициировании фазовых превращений в титановых сплавах напряжениями, возникающими при пластической деформации. Пластическая деформация ускоряет процессы распада метастабильного твердого раствора. Протекание мартенситного превращения при деформации существенно сказывается на характеристиках прочности и пластичности сплавов и особенно отражается на величине разницы между пределами прочности и

текучести /85/.

Расширение температурного интервала полиморфного превращения за счет введения примесей приводит к появлению двухфазной области при нагреве, вызывая тем самым необходимость перераспределения легирующих элементов между фазами. Так как в однофазных сплавах границы между отдельными а-кристаллами обогащены р-стабилизирующими элементами, то зарождение р-фазы при нагреве происходит именно в этих участках /83/. При этом фазовое превращение может протекать по диффузионному механизму, где концентрационный перепад на межфазной границе играет решающую роль, либо по бездиффузионному механизму, при котором зародыш новой фазы будет иметь концентрацию исходной фазы. Как правило, возможность реализации бездиффузионного механизма связывают с большими скоростями нагрева /87/, при увеличении скорости нагрева (> 200Н-300КС"1) происходит смена механизма полиморфного превращения, контролируемого диффузией легирующих элементов, на бездиффузионный. Роль диффузионных процессов значительно возрастает в сплавах с двухфазной структурой, так как обе исходные фазы и образующаяся в результате превращения высокотемпературная р-фаза значительно различаются по содержанию легирующих элементов.

Большинство промышленных сплавов титана содержат как а-, так и р -стабилизирующие элементы, и температура (а-»Р)-перехода находится в сложной зависимости от их содержания. Однако помимо легирующих элементов на смещение критических точек и кинетику перехода оказывают влияние морфология и гетерогенность исходной структуры, степень ее метастабильности и скорости протекания процесса /96- 98/. При медленном нагреве непрерывный рост количества р-фазы с сплавах с (а+Р)-структурой происходит за счет ограниченного диффузией перемещения межфазной границы и определяется достижением необходимых концентрационных условий. Исходная Р - фаза является своеобразным зародышем и рост этого зародыша осуществляется путем

увеличения объема (3-фазы в результате перемещения а/р- границы. Скорость перемещения границы в изотермических условиях сравнительно мала и зависит от накопления на границе достаточного количества атомов р - стабилизирующих элементов, которые снижают устойчивость а-фазы и вызывают ее превращение. Перестройка ГПУ в ОЦК решетку в этом случае происходит по нормальному механизму. При ускоренном нагреве энергетически выгодный процесс а-»Р-перестройки тормозится из-за отсутствия на межфазной границе достаточного количества легирующего элемента. Перемещение межфазной границы при быстром нагреве может происходить бездиффузионным образом без предварительного концентрационного обеспечения с последующим перераспределением легирующих элементов между объемами р-фазы, существовавшей в исходной состоянии и Р-фазы, образовавшейся в результате превращения. Результаты исследований процесса фазового превращения в двухфазных титановых сплавах /99, 100/, показали, что ускорение нагрева приводит к значительному смещению в высокотемпературную область начальной стадии превращения (-200+250° С) и расширению температурного интервала превращения. В большей степени этот эффект проявляется в сплавах, содержащих алюминий. Смещение температурного интервала развития а+Р-»Р-превращения в область более высоких температур при ускорении нагрева, является общей закономерностью для всех изученных сплавов /83/. Верхний предел возможного смещения температуры полиморфного превращения определяется химическим составом а -фазы, главным образом содержанием в ней а- стабилизаторов, в том числе примесей внедрения, и практически не зависит от содержания Р-стабилизирующих легирующих элементов, которые, слабо растворяясь в а-фазе и при комнатной температуре, выходят из нее в процессе нагрева. В этом состоит отличие максимально возможного значения температуры полиморфного превращения при быстром нагреве от равновесного, определяемого содержанием всех легирующих элементов в сплаве. Таким образом, для каждого сплава имеются строго ограниченные границы, в

которых возможно смещение температурного интервала полиморфного превращения при ускорении нагрева. Для сплавов ВТ-6 и ВТ-23 /83/ эти интервалы равны 1235-1460 и 11701440 К соответственно. Критическая скорость нагрева, при которой достигается максимально возможная температура полиморфного превращения и выше которой происходит ее стабилизация, существенно зависит как от содержания легирующих элементов, так и от геометрии его исходной структуры, причем концентрационный фактор определяет и возможные границы и темп повышения температуры превращения, в то время как геометрический фактор - только темп. Оценка, выполненная в /83/ на основе экстраполяции экспериментальных данных, показала, что для сплава ВТ-6 критическая скорость нагрева меняется от 30 К/с для глобулярной структуры с диаметром а-зерен 17 мкм до значений порядка 104-105 К/с для пластинчатой структуры. Смещение температуры полиморфного превращения при скоростном нагреве по отношению к равновесному значению происходит в постоянных для каждого конкретного сплава границах, возрастает пропорционально содержанию легирующих элементов в сплаве и размеру исходных кристаллов а-фазы, причем для сплавов с глобулярной структурой следует ввести поправку на ускорение процесса образования (3-фазы. Для большинства сплавов характерен рост температуры полиморфного превращения с увеличением скорости нагрева.

Характерной особенностью образования высокотемпературной р-фазы при скоростном нагреве является, наряду с общим утонением пластин а-фазы, локальная перекристаллизация (когда Р-фаза разрастается в глубь пластин а-фазы лишь в отдельных местах межфазной границы). При этом участки локальной перекристаллизации авторы /100/ наблюдали даже после закалки от температуры, при которой фазовое превращение еще заметно не развилось. Причиной локализации а+р~»р-превращения, по мнению авторов, является дефекты кристаллического строения, которые понижают температуру фазового перехода в местах их повышенной плотности. Увеличение количества дефектов в р-фазе

при скоростном нагреве связано как с релаксацией термических напряжений, так и с наследственной передачей дефектов от а-фазы. При этом распределение дислокаций, как правило, является неравномерным, что способствует формированию ячеистой структуры. Увеличение скорости нагрева не всегда приводит к изменению механизма а+р-»р-превращения. Экспериментальные данные работ /101, 102/ свидетельствуют о том, что для многих двухфазных титановых сплавов в широком диапазоне скоростей нагрева полиморфное превращение контролируется диффузионными процессами. Образованная при таком превращении Р-фаза является концентрационно неоднородной и тем сильнее, чем более легированным является сплав. Существование как диффузионного, так и бездиффузионного механизма превращения, подтвержденные экспериментальными данными /99-104/ не исключает случая протекания а+р—»Р-перехода по промежуточной кинетике, когда на начальной стадии процесс идет диффузионно, а затем его сменяет бездиффузионный механизм. Осуществление такого механизма предполагает наличие меньшего концентрационного перепада на межфазной границе при достижении одной и той же степени превращения, чем при чисто диффузионном. Структура закаленных титановых сплавов формируется в результате фазовых превращений при ускоренном охлаждении высокотемпературной р-фазы /105/. Специфика ее концентрационного состояния при использовании повышенных скоростей нагрева под закалку предопределяет значительные изменения структурного состояния по сравнению с традиционными методами обработки. Таким образом, формирование различной концентрационной неоднородности в высокотемпературной Р-фазе после скоростного нагрева способствует качественному и количественному изменению фазового состава при скоростной закалке. Образование а"-фазы требует значительно меньших атомных перемещений по сравнению с образованием а'-фазы. В некоторых системах (например Т1-ЫЬ, ТьТа /83/) решетка а"- мартенсита очень мало отличается от исходной решетки р-фазы. Это определяет низкий активационный

барьер для образования ос"- мартенсита и служит основной причиной того, что именно он образуется в первую очередь при деформации механически нестабильной Р-фазы.

Содержанием легирующего элемента определяется не только кристаллогеометрия, но и морфология мартенсита в титановых сплавах. С увеличением концентрации легирующего элемента наблюдается постепенный переход от массивного (пакетного) мартенсита к пластинчатому. Плавный переход одной формы в другую в некотором концентрационном интервале, где обе формы существуют, способствует существованию некоторых промежуточных фаз мартенсита в титановых сплавах. Массивный мартенсит представляет собой пакеты разделенных малоугловыми границами мартенситных игл, образующихся путем кооперативного зарождения нескольких зародышей с последующим их быстрым ростом. Пластинчатая морфология формируется в мартенсите в условиях быстрого зарождения нескольких кристаллов, когда процесс зарождения преобладает над процессом роста. Массивный мартенсит образуется в том случае, если перед растущим мартенситным кристаллом в матричной фазе происходит пластическая деформация скольжением, снижающая общий уровень связанных с деформацией напряжений. Если в силу ряда факторов, например твердорастворного упрочнения р-фазы, или изменения подвижности дислокаций, скольжение в матричной р-фазе затрудняется, то создаются условия для перехода к пластинчатой морфологии. Важную роль в получении той или иной морфологии мартенсита помимо легирующих элементов играет и скорость охлаждения. При повышении скорости охлаждения матричный твердый раствор упрочняется за счет упорядочения примесей внедрения, подавления перераспределения легирующих элементов впереди движущейся границы мартенсит-матрица и усиления гидростатического давления, противодействующего полям напряжений зародыша мартенсита. Морфология мартенсита изменяется в зависимости от области закалки. Если закалка осуществляется из (а+Р)-области, то образующаяся пластинчатая структура будет мелкодисперсной, так как размер

первичных мартенеитных кристаллов ограничен пространством между ближайшими кристаллами а- фазы. В закаленных из р-области сплавах можно наблюдать мартенсит с промежуточным между пластинчатым и массивным строением. Предельным случаем при этом является кристалл, состоящий из двух частей с прослойкой Р-фазы между ними. Субструктура мартенеитных кристаллов также сильно подвержена влиянию легирующих элементов. С увеличением концентрации обычно наблюдается постепенный переход от дислокационного к двойниковому строению мартенсита. Основными субструктурными элементами мартенеитных кристаллов в сплавах после закалки из р- области являются двойники. Дислокационная субструктура сильнее развита при образовании менее легированного массивного мартенсита. Следует обратить внимание на одну особенность структуры титановых сплавов, закаленных после скоростного нагрева. Поскольку концентрационная неоднородность р- фазы воспроизводит характер исходного строения в том смысле, что в участках бывших аир -фаз образуется соответственно обедненная и обогащенная Р-фаза, а структура закаленного сплава однозначно реагирует на эти концентрационные изменения, то можно говорить о структурном наследовании в процессе скоростной термической обработки титановых сплавов. Зоны концентрационной неоднородности в Р-фазе служат эффективными барьерами, препятствующими росту ее зерна и ограничивающими размер мартенеитных кристаллов. При этом для сплавов с исходной глобулярной и пластинчатой структурами структурная наследственность приводит к различным результатам. В первом случае, мартенситный кристалл, растущий в любом направлении, неизбежно тормозится неблагоприятной для его роста неупорядоченно распределенной концентрационной зоной. Во втором случае, возникающая неоднородность Р-фазы, имеет упорядоченный в пределах исходной (а+Р)-колонии характер с параллельным расположением зон различной концентрации. Таким образом, в р-фазе в некоторых направлениях на больших расстояниях концентрационный градиент отсутствует.

Это предопределяет преимущественные направления роста мартенситных кристаллов (где градиент концентрации минимален) и ограничивает число возможных ориентировок мартенсита. Поэтому при использовании скоростного нагрева и закалки предпочтительным с точки зрения конечного структурного состояния являются сплавы с исходной глобулярной структурой.

Многообразие кристаллографических и морфологических форм мартенсита предопределяет их различное влияние на механические свойства закаленных сплавов /83/. Различие между свойствами закаленных после печного и скоростных нагревов двухфазных титановых сплавов связано с возможностью их упрочнения при сохранении достаточно высокого уровня пластических характеристик, которое достигается за счет образования, наряду с малопрочным а"-мартенситом, некоторого количества гексагонального а'-мартенсита, повышения дисперсности зеренных и внутризеренных структур и увеличения количества неустойчивой к деформации остаточной Р-фазы. Два первых фактора обеспечивают повышение прочностных характеристик, в то время как третий, хотя несколько и уменьшает эффект упрочнения, способствует росту пластичности. Получение требуемого сочетания механических свойств изменением скорости нагрева, влияющей на степень концентрационной неоднородности высокотемпературной Р-фазы, не всегда достигается максимальным значением скорости нагрева. В каждом конкретном случае следует искать оптимальное сочетание скорости и температуры нагрева и скорости охлаждения. Так в работе /104/, на примере сплава ВТ-16 показано, что при одной и той же скорости охлаждения максимальная прочность достигается при скоростях нагрева 25-50 К/с, уменьшаясь при дальнейшем ее повышении. Так как прирост прочности обеспечивается за счет обедненных объемов, в то время как обогащенные несут ответственность за обеспечение удовлетворительного уровня пластичности, то для конкретного сплава существует оптимальное соотношение между обедненными (с

упрочняющим эффектом) и обогащенными (с пластифицирующим эффектом) объемами, которое не всегда достигается при максимальных скоростях нагрева. Изменение скорости охлаждения, которое влечет за собой изменение соотношения участвующих и не участвующих в превращении объемов (3-фазы, также оказывает влияние на значение оптимальной скорости нагрева /87/. Уровень механических характеристик значительно повышается при сочетании термического и деформационных методов воздействия, реализация которых происходит при облучении КПЭ. Использование скоростного нагрева и охлаждения, а также скоростной деформации при воздействии КПЭ приводит к формированию высокого уровня дефектности и дисперсности образуемых мартенситных фаз. Анализ механизмов полиморфного превращения в титановых сплавах, подвергнутых воздействию КПЭ, необходим для понимания физической сущности происходящих процессов и более рационального использования энергетических возможностей КПЭ. Подобный анализ был проведен в работах /58, 106/ для (а+Р)-титановых сплавов, подвергнутых импульсной лазерной обработке. При этом процесс структурообразования при ИЛО объяснялся следующим образом. Полиморфное превращение (сс+Р)->Р при столь высоких скоростях нагрева реализуется преимущественно по бездиффузионному механизму, то есть имеет место фазовый а-»Р-переход без изменения концентрации, а перераспределение легирующих элементов между исходной и вновь образующейся при быстром нагреве Р-фазой происходит с заметным опозданием позади фронта фазового перехода. Таким образом, в момент завершения превращения (несколько выше То/р) в р-фазе разделяются обедненные и обогащенные участки с концентрациями, соответствующими исходным а и р-фазами. При последующей закалке обогащенная Р-фаза остается без изменения, а обедненная превращается в малолегированный а'-мартенсит. Превышение температуры Та/р в ходе быстрого нагрева приводит к развитию диффузионных процессов перераспределения легирующих элементов между обогащенными

и обедненными объемами высокотемпературной Р-фазы, что при закалке приводит к образованию в этой зоне более легированного а"-мартенсита. Высокая дисперсность формирующихся мартенситных кристаллов при закалке связывается авторами со значительными термическими напряжениями и с ударной волной, образующейся при лазерном импульсе. При этом отмечается, что выравнивание состава химически неоднородной р-фазы происходит полнее и завершается быстрее в сплавах с меньшим содержанием Р-фазы и более дисперсной глобулярной исходной структурой. Анализ структурообразования в (а+Р)-титановых сплавах, облученных СЭП и МИП, как правило, проводился простым сопоставлением формирующихся мартенситных фаз с различными прочностными характеристиками без анализа происходящих при этом превращений /61, 62/, что особенно важно для понимания процесса превращения.

1.4. Выводы по обзору литературы Анализ литературы показал, что сложность и многообразие процессов упрочнения КПЭ, приводящие к многообразию структурных состояний и механических свойств, определяется как видом и энергетическими параметрами воздействия, так и свойствами модифицируемого материала. Несмотря на общую схожесть процессов, происходящих при высокоэнергетическом воздействии, получение заданных свойств для различных материалов и описание механизмов их формирования является сугубо индивидуальным даже в пределах одного класса материалов. При этом следует отметить следующее: - несмотря на длительное изучение процессов фазовой перекристаллизации материалов, упрочняющихся при полиморфных превращениях, нет однозначного понимания механизмов и закономерностей этого процесса при обработке мощным ионным пучком (а+Р)-титановых сплавов;

-хотя теоретический анализ теплофизических и гидродинамических процессов при взаимодействии КПЭ с металлами имеет общие закономерности для различного вида

излучения и может быть произведен с единых позиций, интерпретация экспериментальных данных по фазообразованию требует конкретизации параметров расчета для каждого исследуемого материала и вида излучения;

-несмотря на существование ряда работ по исследованию кратерообразования, остается до конца не выясненными причины образования кратеров.

Постановка задачи.

Для установления закономерностей полиморфных превращений и особенностей кратерообразования в (а+р)- титановых сплавах при импульсном воздействии мощным ионным пучком, необходимо проведение комплексного исследования, включающего изучение структурообразования и кратерообразования в этих материалах применительно к конкретным условиям эксперимента. Для этого необходимо исследовать:

- условия формирования химической неоднородности Р-фазы в упрочненных МИП слоях;

- особенности морфологии и субструктуры мартенситных фаз;

влияние исходной структуры на формирующееся структурно-фазовое состояние;

- влияние растворенных газов и адсорбированных легколетучих веществ на кратерообразование;

- влияние качества поверхности и исходной структуры на формирование кратеров. Таким образом, основными задачами настоящей работы являются:

- установление закономерностей структурно-фазового превращения в (а+Р)-титановых сплавах при различных режимах облучения мощным ионным пучком ;

- конкретизация механизмов мартенситных превращений в этих материалах при облучении МИП;

- уточнение причин формирования кратеров на поверхности (а+Р)-титановых сплавов при

модификации МИП.

Заключение диссертации по теме «Физика конденсированного состояния», Панова, Татьяна Кимзеевна

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Обнаружены эффекты измельчения и глобуляризации зеренной структуры титановых сплавов. Сделан вывод, что эти эффекты связаны с высокой скоростью кристаллизации и фазовой перекристаллизации в зоне интенсивного термического воздействия.

2. Показано, что при плотности ионного тока 50 А/см2 облучение МИП приводит к бездиффузионному механизму мартенситного превращения. Последнее связывается с малыми временами стадии диффузионного роста мартенситной фазы в условиях высокоскоростного характера теплового воздействия. Усиление диффузионных процессов перераспределения легирующих элементов при .повышении плотности ионного тока в результате повышения времени теплового воздействия приводит к повышению химической неоднородности метастабильных фаз, выделяющихся в процессе полиморфного превращения.

3. Выявлены основные особенности структурно-фазового состояния облученных МИП титановых сплавов по глубине модифицированного слоя. Показано, что глубина этого слоя в исследуемых материалах составляет -10 мкм. Установлена взаимосвязь фазового состояния с характеристиками теплового воздействия, изменение которого с увеличением расстояния от поверхности мишени приводит к формированию трех характерных зон, отличающихся структурным состоянием.

4. Проведены электронно-микроскопические исследования особенностей дефектной субструктуры на разном расстоянии от поверхности облучения. Показано, что помимо фазовых превращений в зоне ионно-лучевой модификации наблюдается интенсивная пластическая деформация, приводящая к формированию высокодефектных структурных

11 "У состояний с высокой ( до р>10 см") плотностью дислокаций и фрагментации кристаллической решетки в субмикрокристаллическое состояние с высокоугловыми и малоугловыми границами фрагментов.

5. На основе анализа зависимости прочности и износостойкости от структурного состояния модифицированного МИП поверхностного слоя и режимов облучения высказано предположение, что непосредственно после облучения МИП уровень указанных выше свойств в первую очередь определяется особенностями фазового состава указанного выше слоя.

6. Показано, что формирование сверхмелкозернистого неоднородного по химическому составу структурного состояния и его сохранение в процессе распада (а"—>(3; а'+Р1Ч-»а(а')+Р) метастабильных фаз приводит к значительному (до Ну»15 ГПа) повышению прочности поверхностного слоя.

7. Установлено, что определяющую роль в образовании кратеров на поверхности титановых сплавов играют газовые (главным образом водород) и инородные включения, находящиеся в приповерхностных слоях. Уменьшение газовых и инородных включений позволяет сократить размеры и плотность кратеров и минимизировать отрицательный эффект воздействия МИП. Предложен способ подготовки поверхности титановых сплавов перед облучением, заключающийся в электрохимическом удалении слоя ~ 7 мкм с последующим диффузионным вакуумным отжигом при 600°С в течении 2 часов.

В заключении считаю своим долгом выразить искреннюю благодарность научному руководителю д.ф.-м.-н., Герингу Г.И., коллективу лаборатории радиационной акустики ОмГУ за ценные дискуссии и помощь в работе.

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Панова, Татьяна Кимзеевна, 1998 год

ЛИТЕРАТУРА

1. Сильноточные импульсные электронные пучки в технологии./Под ред. Г.А.Месяца -Новосибирск: Наука, 1983. -169 с.

2. Девятко Ю.Н., Калин Б.А., Месяц Г.А. и др. Образование упорядоченных структур на поверхности металла, облученного плазменными сгустками.// ДАН СССР, 1989. 309. №6. С. 1371-1373.

3. Быстрицкий В.М., Диденко А.Н. Мощные ионные пучки. М.: Энергоатомиздат, 1984. -152с.

4. Быковский Ю.А., Неволин В.Н., Фоминский В.Ю. Ионная и лазерная имплантация металлических материалов. М.: Энергоатомиздат, 1991. -240 с.

5. Ремнев Г.Е., Погребняк А.Д. Применение мощных ионных пучков для технологических целей.//Новости науки и техники. Серия: Новые материалы, технология их производства и обработки. Москва, ВИНИТИ, 1990. В.2. -30 с.

6. Попов В.Ф., Горин Ю.Н. Процессы и установки электронно-ионной технологии. М.: Высшая школа, 1988. -255с.

7. Модифицирование и легирование поверхности лазерными, ионными и электронными пучками./Под ред. Дж.М.Поута и др.; Пер. с англ. Н.К.Мышкина и др.; Под ред. А.А.Углова. М.-.Машиностроение, 1987. -424 с.

8. Стародубцев C.B., Романов A.M. Прохождение заряженных частиц через вещество. Ташкент: Изд-во АН Узб. ССР, 1962. -216 с.

9. Аккерман А.Ф. Моделирование траекторий заряженных частиц в веществе. М.: Энергоатомиздат,. 1991.-200 с.

10. Кривобоков В.П., Пащенко О.В., Сапульская Г.А., Степанов Б.П. Эрозия кварца под действием мощных наносекундных ионных пучков.//ФиХОМ, 1991. №6. С.25-32.

11. Шумахер Б. Законы проникновения электронов в вещество - В кн.: Электронно- и ионно-лучевая технология. М.: Металлургия, 1968. С.7-43.

12. Рыкалин H.H., Зуев И.В., Углов A.A. Основы электронно-лучевой обработки материалов. М. Машиностроение, 1978.-240 с.

13. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Почивалов Ю.И., Овчинников C.B., Литовченко И.Ю., Ремнев Г.Е., Исаков И.Ф. Дефектная субструктура в металлах на различной глубине от повехности воздействия мощных ионных пучков.//Поверхность, 1998. №1. С. 108-117.

14. Марков А.Б., Ротштейн В.П. Расчет и экспериментальное определение размеров зон упрочнения и отпуска в закаленной стали У7А, облученной импульсным электронным пучком.//Поверхность, 1998. № 4. С.83-90.

15. Бойко В.И., Евстигнеев В.В., Введение в физику взаимодействия сильноточных пучков заряженных частиц с веществом. М.: Энергоатомиздат, 1988. -136 с.

16. Рыкалин H.H., Углов A.A., Смуров И.Ю. Пространственные нелинейные задачи нагрева металлов излучением лазера.//Физика и химия обработки материалов, 1979. № 2. С.3-13.

17. Лазерная и электронно-лучевая обработка материалов: Справочник/ Н.Н.Рыкалин, А.А.Углов, И.В.Зуев, А.Н.Кокора. М.: Машиностроение, 1985.- 496 с.

18. Марков А.Б., Проскуровский Д.И., Ротштейн В.П. Формирование зоны теплового влияния в железе и стали 45 при воздействии низкоэнергетичных сильноточных электронных пучков. Препринт №17. Томск, 1993. -63с.

19. Калашников Н.П., Ремизович B.C., Рязанов М.И. Столкновение быстрых заряженных частиц в твердых телах. М.: Атомиздат, 1980. -272 с.

20. Кольчужкин A.M., Учайкин В.В. Введение в теорию прохождения частиц через вещество. М.:Атомиздат, 1978. -255с.

21. Evdokimov О.В., Yalovets А.Р. Calculation of Electron Transport in a Slab.// Nucl.Sci and Eng.

1974. v.55. №1. P.67-77.

22. Бушман A.B., Крюков Б.П., Ландин A.A. и др. Численное моделирование нестационарных высокоэнергетических процессов с использованием реальных уравнений состояния металла. В сб.: Исследование свойств вещества в экстремальных условиях./Под ред.В.Е.Фортова и Е.А.Кузьменкова. М.: ИВТ АН СССР, 1990. - 89 с.

23. Жуков A.B. Интерполяционное широкодиапазонное уравнение состояния металлов в переменных: давление, плотность, энергия. В сб.Механика деформируемого тела/ Под ред. Платовой Т.М. Томск: ТГУ, 1987. -70с.

24. Сапожников А.Т., Першина A.B. Интерполяционное уравнение состояния в области испарения.//ВАНТ. Сер.: Методики и программы численного решения задач математической физики, 1984. Вып. 2(16). С.З.

25. Вальчук В.В., Халиков C.B., Яловец А.П. Пакет программ BETAIN для расчета напряжений в многослойных мишенях при облучении интенсивным потоком заряженных частиц. В сб.: Модификация свойств конструкционных материалов пучками заряженных частиц. Свердловск, 1991. Т.2. С.120-122.

26. Миркин Л.И. Физические основы обработки материалов лучами лазера. М,:Изд-во МГУ,

1975.-377с.

27. Герасименко П.В., Супрун А.Д., Шмелева Л.В. Испарения в вакуум вещества мощным импульсом излучения с учетом его поглощения испарившимся газом. // Поверхность, 1989. №7. С.71-79.

28. Арутюнян Р.В., Большое Л.А., Головизин В.М., Каневский М.Ф., Чернов С.Ю. Динамика двумерного испарения при воздействии лазерных импульсов на металлы.//Поверхность, 1988. №6. С.93-96.

29. Pogrebnjak A.D. Metastable state and structural change in metals and alloys expanded to high

power pulsed ion beams.-Phys.stat.sol., 1990. 117a. P. 17-51.

30. Анисимов С.И., Имас П.А., Романов Г.С. и др. Действие излучения большой мощности на металлы. M.: Наука, 1970. -272 с.

31. Батанов В.А., Бункин Ф.В., Прохоров A.M., Федоров В.Б. Испарение металлических мишеней мощным оптическим излучением.//ФТФ, 1972. Т.63. Вып. 2(8). С. 586-608.

32. Ремнев Г.Е. Получение мощных ионных пучков для технологических целей . Автореферат дисс. на соискание уч.степ. д.т.н. Томск, 1994. -67с.

33. Конструкционные материалы: Справочник/ Б.Н.Арзамасов, В.А.Брострем, Н.А.Буше и др.; Под общ. ред. Б.А.Арзамасова. М.: Машиностроение, 1990. -688с.

34. Комаров Ф.Ф. Ионная имплантация в металлы. М.: Металлургия, 1990. - 216с.

35. Погребняк А.Д., Ремнев Г.Е., Чистяков С.А.,Лигачев А.Е. Модификация свойств металлов под действием мощных ионных пучков.// Известия ВУЗов.Физика, 1987. В.1. С 52-65.

36. Ремнев Г.Е., Погребняк А.Д., Исаков И.Ф. и др. Повышение эксплуатационных характеристик сплавов под действием мощных ионных пучков.//ФиХОМ, 1987. Вып. 6. С.4-11.

37. Иванов Ю.Ф., Итин В.И., Лыков C.B. и др. Структурный анализ зоны термического влияния стали 45, обработанной низкоэнергетичным сильноточным электронным пучком.//ФММ, 1993. Т.75. Вып. 5. С. 103-112.

38. Бабикова Ю.Ф., Каюков C.B., Петрикин Ю.В. О формировании ОЦК-решетки твердого раствора при обработке стали PI8 импульсным лазерным излучением.//ФиХОМ,1990. № 4. С.23-29.

39. Шульга A.A. Электронно-лучевая обработка подшипниковых сталей.//МиТОМ, 1992. №7. С.13-17.

40. Гладуш Г.Г., Дробязко C.B., Мянко В.И., Павлович Ю.В., Явохин А.Н. Закалка

поверхности металлов излучением импульсно-периодического СОг-лазераУ/Поверхность, 1988. №7. С.115-121.

41. Шулов В.А. Модификация свойств жаропрочных сплавов непрерывными и импульсными ионными пучками. Автореферат дисс. на соискание уч. степени д.ф.-м.н. Минск, 1994. -42с.

42. Mitsuyasu Yatsuzuka, Yoshiyuki Hashimoto, Tohru Yamasaki and Hitoshi Uchida. Surface characterization by intense pulsed ion beams.//Advances in applied plasma science. Los Angeles (CA), USA, 1997. P.165-171.

43. T.R.Jervis, T.G.Zocco and J.H.Steele. Structure-process-property relation in excimer laser surface processed Ti-6A1-4V alloy//Materials Research Society Symp.Proc., 1991. V.201. P.535-539.

44. T.R.Jervis, T.G.Zocco, K.M.Hubbard and M.Nastasi. Mechanical properties of excimer lazer modified titanium surfaces// Materials Research Society Symp.Proc., 1993. V.308.P.549-553.

45. Бровер Г.И., Шульга A.A., Русин П.И. Особенности лазерной и электронно-лучевой обработки инструментальных сталей.// Электронная обработка материалов, 1990. №1. С.15-18.

46. Погребняк А.Д., Шаркеев Ю.Н., Махмудов Н.А., Перевалова О.Б., Пушкарева Г.В. Исследование структуры a-Fe, модифицированной в результате воздействия мощного ионного пучка.// Поверхность, 1993. №1. С.93-102.

47. Повстугар В.И., Михайлова С.С., Холодов В.И. Исследование методом РФЭС поверхности титана, вольфрама и золота при лазерном облучении. //Поверхность, 1988. №6. С.97-100.

48. Бекренев А.Н., Морозова Е.А. Изменение структуры и свойств поверхностных слоев титана при лазерном легировании.//ФиХОМ, 1991. № 6. С.117-123.

49. Веригин A.A., Крючков Ю.Ю., Погребняк А.Д., Ремнев Г.Е., Рузимов Ш.М. Модификация структуры приповерхностного слоя вольфрама под действием мощного ионного пучка.//Поверхность, 1988. №9. С.106-111.

50. Шубин А.Ф., Ротштейн В.П., Проскуровский Д.И. Пластическая деформация металла под действием интенсивного электронного пучка длительностью 10"8-10"7с.// Изв.ВУЗов. Физика, 1974. №7. С.50-53.

51. Ротштейн В.П., Бушнев JI.C., Проскуровский Д.И. Дислокационная структура меди, облученной интенсивным электронным пучком длительностью 10"8-10"7с.// Изв. ВУЗов. Физика, 1975. №3. С.130-131.

52. Ермолова JI.C. О механизме перекристаллизации при лазерной обработке.// МиТОМ,

1979. №3. С.17-19.

53. Садовский В.Д., Табатчиков Т.И., Солохин A.B., Малыш М.М. Фазовые и структурные превращения при лазерном нагреве стали. Влияние исходной структуры. //ФММ, 1982. Т.53. С.88-94.

54. Итин В.И., Коваль Б.А., Коваль H.H. и др. Поверхностное упрочнение сплавов на основе железа при воздействии интенсивного электронного пучка.// Известия ВУЗов. Физика, 1985. №6.С.38-43.

55. Итин В.И., Каширская И.С., Лыков C.B. и др. Механизм упрочнения сталей при циклическом воздействии низкоэнергетичным сильноточным электронным пучком.//Письма в ЖТФ, 1991. Т.17.Вып. 5. С.89-93.

56. Иванов Ю.Ф., Итин В.И., Лыков C.B. и др. Диссипация энергии волн напряжений и структурные изменения в сталях, облученных импульсным электронным пучком.// ДАН СССР, 1991. Т.321. №6. С. 1192-1196.

57. Погребняк А.Д., Ремнев Г.Е., Плотников C.B. и др. Воздействие импульсных ионных

пучков на металлы и сплавы. Деп.ВИНИТИ 04.11.88., № 7889-В88, Томск, 1988. - 116 с.

58. Ивасишин О.М., Марковский П.Е., Свечников B.JI. и др. Структура (а+Р)-титановых сплавов, подвергнутых лазерному нагреву.// ФММ, 1990. №2. С.98-105.

59. Любченко А.П., Сатановский Е.А., Пустовойт В.Н. и др. Некоторые особенности импульсного лазерного упрочнения титановых сплавов.// ФиХОМ, 1991. №6. С.130-134.

60. Ночовная Н.А„ Шулов В.А., Назаров Д.С., Озур Г.А., Проскуровский Д.И., Ротштейн В.П., Карпова И.Г. Обработка изделий из титановых сплавов низкоэнергетисекими электронными пучками микросекундной длительности.// ФиХОМ, 1998. № 1. С.27-33.

61.Погребняк А.Д., Ремнев Г.Е., Шулов В.А. и др. Физико-химическое состояние поверхности сплава ВТ18У после воздействия мощным ионным пучком.// Поверхность, 1990. №12. С.79-84.

62. Шулов В.А., Ремнев Г.Е., Ночовная H.A. и др. Физико-химические процессы, протекающие в поверхностных слоях титановых сплавов при ионно-лучевой обработке с использованием мощных импульсных пучков.// Поверхность, 1993. №5. С.127-140.

63. Диденко А.Н., Лигачев А.Е., Куракин И.Б. Воздействие пучков заряженных частиц на поверхность металлов и сплавов. М.:Энергоатомиздат, 1987. -184 с.

64. Мирошниченко И.С. Закалка из жидкого состояния. М.: Металлургия, 1982. - 168 с.

65. Крапошин B.C. Обработка поверхности металлических материалов лазерным излучением.// Поверхность, 1982. №3. С. 1-11.

66. Yoshiyuki Hashimoto, Mitsuyasu Yatsuzuka, Hitoshi Uchida, Tohru Yamasaki/ Metal surface characterization by intense pulsed ion beam irradiation.// 11th Inter.Conf. on High Power Particle Beams, P-3-26. Praque, czech Republic, 1996. P. 1-4.

67. Анисимов С.И., Имас П.А., Романов Г.С. и др. Действие излучения большой мощности на металлы. М.: Наука, 1970. -272с.

68. Упрочнение деталей лучом лазера./ B.C. Коваленко, Л.Ф.Головка, Г.В.Меркулов и др. Киев: Техшка, 1981. -132с.

69. Криштал М.А., Жуков A.A., Кокора А.Н. Структура и свойства сплавов, обработанных излучением лазера. М.: Металлургия, 1973. -192с.

70. Супрун А.Д., Чернига P.M. Моделирование динамики плазменного факела, стимулируемого лазерным излучением.//Поверхность, 1992.№ 12. С.37-42.

71. D.Popp, A.Mehling, R.Wilzbach and H.Langhoff. Surface modification by intense proton irradiation//Applied Physics. A 55,1992. P. 561-565.

72. Архипов Ю.В., Белашков И.Н., Егоров B.H. и др. Электронная микроскопия оптической поверхности металлов в условиях облучения импульсами С02-лазера.//Поверхность, 1990. №5. С.124-133.

73. Плотников В.Н., Рембеза С.И., Логинов В.А. Влияние дефектов поверхности на особенности локального плавления кремния.//Поверхность, 1989. №9. С. 149-152.

74. Супрун А.Д., Усенко К.В. Определение порога разрушения поверхности материала по величине потока импульсного излучения и времени последействия импульса.//Поверхность, 1994. №6. С.118-124.

75. Сейдгазов Р.Д., Низьев В.Г., Гофман В.Э. О механизме удаления расплава импульсом TEA С02-лазера.//Поверхность, 1992. № З.С. 18-21.

76. Батище С.А., Кузьмук A.A., Мостовиков и др. Динамика процессов плавления и кристаллизации при действии импульсного лазерного излучения на КНС-структуру.//Поверхность, 1992. №5. С.40-44.

77. Винценц С.В., Левшин Н.Л. Исследование движения раздела фаз при фазовом переходе первого рода, индуцированном лазерным импульсом по кинетике фототермической деформации поверхности: переход металл-полупроводник в пленках У02.//Поверхность,

1993.№ 2. С.67-81.

78. Чеченин Н.Г., Дитрих Т., Бурдель К.К. и др. Поверхностные структуры при импульсном лазерном воздействии на фосфид галия.//Поверхность, 1990. №10. С.76-81.

79. Емельянов В.И., Кашкаров П.К. Дефектообразование в приповерхностных слоях полупроводников при импульсном лазерном воздействии.// Поверхность, 1990. №2. С.77-85.

80. Демчук A.B., Данилова Н.И., Лабунов В.А. Модификация морфологии поверхности кремниевых слоев под действием импульсного лазерного излучения наносекундной длительности.//Поверхность, 1988. №8. С.84-88.

81.1Пулов В.А., Ремнев Г.Е, Ночовная H.A., и др. Явление кратерообразования при взаимодействии мощных ионных пучков с поверхностью металлов и сплавов: общая характеристика.// Поверхность, 1994. №7. С.117-127.

82. Коротаев А.Д., Тюменцев Ю.И., Почивалов G.B., Овчинников С.В., Ремнев Г.Е., Исаков И.Ф. Фазово-структурное состояние поверхностного слоя металлических мишеней при воздействии мощных ионных пучков.//ФММ, 1996. № 2. С.118-127.

83. Гриднев В.Н., Ивасишин О.М., Ошкадеров С.П. Физические основы скоростного термоупрочнения титановых сплавов. Киев.: Наук.думка, 1986. - 256 с.

84. Носова Г.И. Фазовые превращения в сплавах титана. М.: Металлургия, 1968. -181с.

85. Глазунов С.Г., Моисеев В.Н. Титановые сплавы. Конструкционные титановые сплавы. М.: Металлургия, 1974. -368с.

86. Томсинский B.C. Структурные и фазовые превращения в промышленных сплавах титана и их влияние на параметры конструкционной прочности. Автореферат дисс. д.т.н. Свердловск, 1981. - 31с.

87. Гордиенко А.И., Шипко A.A. Структурные и фазовые превращения в титановых сплавах

при быстром нагреве. Мн.: Наука и техника, 1983. -336 с.

88. .Лахтин Ю.М., Леонова В.П. Материаловедение. М.: Машиностроение, 1990.-528 с.

89. Мартынюк М.М., Цапков В.И. Электросопротивление, энтальпия и фазовые переходы титана, циркония и гафния при импульсном нагреве. // Изв. АН СССР. Металлы, 1974. №2. С.181-188.

90. Сюткин М.И., Вяткин H.H. Особенности аллотропического превращения титана, наблюдаемые с помощью автоэлектронного микроскопа.// ФММ, 1971. Т.32, Вып. 3. С.515-519.

91. Цвиккер У. Титан и его сплавы./ Пер. с нем. М.: Металлургия, 1979. -512 с.

92. Чечулин Б.Б., Ушаков С.С., Разуваева И.Н., Гольдфайн В.Н. Титановые сплавы в машиностроении. Л.: Машиностроение, 1977. -248с.

93. Борисова Е.А., Бочвар Г.А., Брун М.Я. и др. Титановые сплавы. Металлография титановых сплавов. М.: Металлургия, 1980. -464 с.

94. Колачев Б.А. Физическое металловедение титана. Серия «Успехи современного металловедения». М.: Металлургия, 1976. -184 с.

95. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Буханова A.A. Механические свойства титана и его сплавов. М.: Металлургия, 1974. -544с.

96. Солонина О.П., Глазунов С.Г. Титановые сплавы. Жаропрочные титановые сплавы. М.: Металлургия, 1976.-448 с.

97. Бодяко М.Н., Елагина Л.А., Гордиенко А.И., Ивашко В.В. Кинетика роста ß-зерна титановых сплавов ВТ-9 и ВТ-18. //Технология легких сплавов, 1974. №8. С.46-52.

98. Елагина Л.А., Гордиенко А.И., Ивашко В.В., Нейман А.И. Влияние структуры на механические свойства сплавов ВТ-9 и ВТ-18.// Технология легких сплавов, 1978. №12. С.33-38.

99. Бодяко М.Н., Гордиенко А.И. Фазовые и структурные превращения в титановых сплавах при быстром нагреве. / В кн.: Титан. Металловедение и технология. Тр. 3-й Международной конференции по титану. М.: ВИЛС, 1978. Т.2. С.525-532.

ЮО.Гриднев В.Н., Волосевич П.Ю., Ивасишин О.М., Ошкадеров С.П., Спектор Я.И. Влияние скорости нагрева на фазовую перекристаллизацию сплава ВТ-22.// Металлофизика, 1978. Вып. 72. С.54-59.

101.Гриднев В.Н., Ивасишин О.М., Ошкадеров С.П., Смирнов A.M. Фазовые превращения в титановых сплавах, термоупрочняемых с использованием скоростного нагрева.// Металлофизика, 1981. Вып. 3. №5. С.85-95.

102.Гриднев В.Н., Ивасишин О.М., Марковский П.Е. Влияние скорости нагрева на техмпературу полиморфного превращения титановых сплавов различной легированности.// МиТОМ, 1985. №1. С.31-35.

ЮЗ.Локшин Ф.Л., Кокнаев Р.Г., Гордиенко А.И., Суслова Н.С., Фридман A.C. Влияние скорости нагрева на фазовый состав сплава ВТЗ-1.// Изв. АН БССР. Сер. физ.-техн.наук, 1970. №1. С.54-57.

Ю4.Бодяко М.Н., Гордиенко А.И., Шипко A.A. Влияние параметров скоростной электротермической обработки на фазовые превращения и физико-механические свойства сплава ВТ-16.// Изв.АН БССР. Сер. физ.техн.наук, 1979. №4.С.23-28.

Ю5.Гриднев В.Н., Ивасишин О.М., Марковский П.Е. и др. Влияние негомогенности ß-фазы на структуру титанового мартенсита.// Металлофизика, 1984. 6. №1. С.70-80.

Юб.Баулин A.B., Смирнов A.M. Особенности фазовой перекристаллизации титана и его сплавов при скоростном нагреве.//МиТОМ, 1993. №2. С.33-36.

107.Москалев В.А., Сергеев В.И., Шестаков В.Г. Измерение параметров пучков заряженных частиц. М.: Атомиздат, 1980. - 160 с.

108.Русаков A.A. Рентгенография металлов. М.: Атомиздат, 1977. - 480 с.

109.3евин JI.C., Завьялова JI.JI. Количественный рентгенографический фазовый анализ. М.:

Изд-во «Недра», 1974. -184 с. ПО.Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов.

М.:Госиздат.физико-матем.лит-ры, 1961.-860 с. Ш.Нахмансон М.С., Мошкина Т.И. Теоретические аспекты определения параметров субструктуры материалов. Деп. рук. ВИНИТИ №2603-В86. Ленинград: НПО «Буревестник», 1986.-79 с.

112.Смыслов Е.Ф., Миркин Л.И. Методика анализа дислокационной структуры кристаллов по уширению и форме профиля рентгеновских дифракционных диний.Деп рук.ВИНИТИ №991-86. Известия ВУЗов «Физика», 1986.-21с.

113.Кривоглаз М.А. Дифракция рентгеновских лучей и нейтронов в неидеальных кристаллах. Киев'.: Наук.думка, 1983.-408с.

114.Беккерт М., Клемм X. Справочник по металлографическому травлению. Пер. с нем. М.: Металлургия, 1979.-336с.

115.Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1976. -270с. Пб.Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электронно-

оптический анализ. М.: Металлургия, 1970. -107 с. 117.Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.:

Металлургия, 1973. -582с. 118.3олоторевский B.C. Механические испытания и свойства металлов. М.: Металлургия, 1974.-303с.

119.Тихонов В.Л., Кононенко В.А., Прокопенко Г.И., Рафаловский В.А. Структура и свойства металлов и сплавов: Справочник. Механические свойства металлов и сплавов. Киев.:

Наук, думка, 1986.-567с.

120.Геринг Г.И., Ковивчак B.C., Панова Т.К. Изменение структурных состояний (а+р)-титановых сплавов под действием мощных ионных пучков.// ФиХОМ, 1996. № 1. С.10-

14.

121.Геринг Г.И., Ковивчак B.C., Панова Т.К. Особенности структурно-фазового состояния поверхности титановых сплавов под действием мощного ионного пучка.//Поверхность, 1995. №12. С. 68-72.

122.Panova Т.К., Kovivchak V.S., Gering G.I. Structure-phase transformation in titanium alloys under action of high intense ion beam. XHI-th International Symposium on the reactivity of solids. Hamburg. Germany, 1996. Abstract-4-PO-290.

123. Panova Т.К., Kovivchak V.S., Pischasov N.I. Modification (a+P)-titanium alloys by power ion beam treatment.//XI-th International Conference on Ion Beams Modification.- Amsterdam, Netherlands, 1998. P-2.15.

124. Панова Т.К., Ковивчак B.C., Геринг Г.И., Писчасов Н.И. Полиморфные превращения в (а+Р)-титановых сплавах под действием мощных ионных пучков.//Вестник Омского университета, 1997. Вып. 1(3). С.23-25.

125.Колачев Б.А., Садков В.В., Талалаев В.Д., Фишгойт А.В. Вакуумный отжиг титановых конструкций. М.Машиностроение, 1991.- 224 с.

126.Бай А.С., Лайнер Д.И., Слесарева Е.Н., Цыпин М.И.Окисление титана и его сплавов. М.:Металлургия, 1970. -320 с.

127.Panova Т.К., Kovivchak V.S., Pischasov N.I., Gering G.I. Polimorphic transformation in titanium alloys irradiated high intense ion beam. X-th International Conference on Surface Modification of Metals by Ion Beams. Gatlinburg. Tennessee. USA, 1997. P.20.

128.Шулов В.А., Ремнев Г.Е., Ночовная H.A., Полякова И.Г., Исаков И.Ф., Рябчиков А.И. и

др. Явление кратерообразования при взаимодействии мощных ионных пучков с поверхностью металлов и сплавов: Влияние предварительной обработки поверхности//Поверхность, 1994. № 11. С.24-35.

129. Панова Т.К., Иванов Ю.Ф., Геринг Г.И., Писчасов Н.И., Ковивчак B.C. Структурные эффекты в (а+Р)-титановых сплавах при облучении мощным ионным пучком. В сб. XXVIII-Междунар. Конф. по физике взаимодействия заряженных частиц с кристаллами. Москва, 1998. С. 115.

130. Шулов В.А., Ночовная H.A., Ремнев Г.Е., Полякова И.Г., Васильева З.П., Кощеев В.А., Исаков И.Ф. Обработка титанового сплава ВТ8М мощными ионными пучками наносекундной длительности//ФиХОМ. 1997. №4. С.5-12.

131. Сулима A.M., Шулов В.А., Ягодкин Ю.Д. Поверхностный слой и эксплуатационные свойства деталей машин. М.: Машиностроение, 1988.-240 с.