Структурно-фазовые превращения в сталях, обработанных низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат физико-математических наук Денисова, Юлия Александровна

• Денисова, Юлия Александровна
• кандидат физико-математических наук
• 2011

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Денисова, Юлия Александровна

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1. МОДИФИКАЦИЯ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ КОНЦЕНТРИРОВАННЫМИ ПОТОКАМИ ЭНЕРГИИ

1.1. Влияние лазерного излучения на структуру и свойства сталей

1.2. Мощные ионные пучки как средство модификации структуры и свойств материала

1.3. Влияние плазменных потоков на структуру и свойства сталей

1.4. Электронно-пучковая обработка металлов и сплавов

1.5. Постановка задачи

2. МАТЕРИАЛ, МЕТОДЫ ОБРАБОТКИ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материал исследования

2.2. Предварительная термическая и химико-термическая обработка стали

2.3. Ультразвуковая ударная обработка

2.4. Электронно-пучковая обработка стали

2.5. Методики исследования

2.5.1. Металлографические исследования

2.5.2. Растровая электронная микроскопия

2.5.3. Рентгеноструктурный анализ

2.5.4. Просвечивающая дифракционная электронная микроскопия

2.6. Измерение микротвердости

2.7. Измерение нанотвердости

3. ВЛИЯНИЕ ОБЛУЧЕНИЯ НИЗКОЭНЕРГЕТИЧЕСКИМ ИНТЕНСИВНЫМ ЭЛЕКТРОННЫМ ПУЧКОМ МИКРОСЕКУНДНОЙ ДЛИТЕЛЬНОСТИ НА СТРУКТУРУ И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ РЯДА СТАЛЕЙ

3.1. Структура, фазовый состав и твердость закаленной стали 38ХНЗМФА, обработанной электронным пучком

3.1.1. Структура стали в исходном состоянии

3.1.2. Анализ структуры поперечных шлифов и изломов стали 38ХНЗМФА, обработанной электронным пучком

3.1.3. Анализ механических свойств стали 38ХНЗМФА, обработанной электронным пучком

3.1.4. Послойный анализ фазового состава и дефектной субструктуры стали 38ХНЗМФА, обработанной электронным пучком

3.1.5. К вопросу о механизмах упрочнения стали

3.2. Модификация поверхностного слоя стали, подвергнутой закалке и последующему высокотемпературному отпуску

3.2.1. Структура стали до обработки электронным пучком

3.3.2. Структурно-фазовое состояние стали, обработанной электронным пучком

3.3. Структура и фазовый состав стали Р6М5, обработанной электронным пучком

3.3.1. Структура стали перед облучением

3.3.2. Структура поверхностного слоя стали Р6М5, облученной электронным пучком

3.4. Закономерности преобразования структуры отожженной углеродистой стали 45 при обработке электронным пучком

3.4.1. Структура стали в исходном состоянии

3.4.2. Структура стали, обработанной электронным пучком в режиме твердофазных превращений

3.4.3. Структура стали, обработанной электронным пучком в режиме начального плавления

3.4.4. Структура стали, обработанной импульсным электронным пучком в режиме плавления поверхностного слоя

Заключение

4. МОДИФИКАЦИЯ СТРУКТУРЫ И ФАЗОВОГО СОСТАВА ЦЕМЕНТИРОВАННОЙ СТАЛИ 15НЗМА НИЗКОЭНЕРГЕТИЧЕСКИМ ИНТЕНСИВНЫМ ЭЛЕКТРОННЫМ ПУЧКОМ МИКРОСЕКУНДНОЙ ДЛИТЕЛЬНОСТИ И УДАРНОЙ УЛЬТРАЗВУКОВОЙ ОБРАБОТКОЙ

4.1 Структура и фазовый состав стали 15НЗМА после цементации

4.2 Комплексная обработка стали 15НЗМА, сочетающая науглероживание в твердом карбюризаторе и последующее облучение электронным пучком

4.3 Структура цементированной стали 15НЗМА после ударной

ультразвуковой обработки

4.4. Структура, фазовый состав и микротвердость цементированной стали 15НЗМА после ударной ультразвуковой и электронно-пучковой обработок

Заключение

ВЫВОДЫ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структурно-фазовые превращения в сталях, обработанных низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы. Наиболее интенсивным механическим,

химическим, тепловым и другим видам воздействия, как правило,

подвергаются поверхностные слои деталей, что является одной из основных

причин преждевременного выхода из строя механизмов и изделий. Чтобы

продлить ресурс работы конструкций применяют различные методы

упрочнения деталей, которые выбираются исходя из производственных

возможностей. В настоящее время широкое применение находят методы

модификации поверхности металлов и сплавов, основанные на

использовании концентрированных потоков энергии (КПЭ). К их числу

относятся интенсивные импульсные лазерные, электронные и ионные пучки,

а также потоки плазмы [1-11]. Общим для всех обработок, основанных на

использовании КПЭ, являются высокие скорости нагрева и охлаждения (10611 6 3

10 К/с) и весьма малые (10" -10" с) времена нахождения материала при высоких температурах. Градиент температур, формирующийся при таком виде воздействия на поверхности и в приповерхностных слоях обрабатываемых материалов, может достигать 109 К/м. При обработке КПЭ одновременно могут осуществляться радиационное, тепловое и ударно-механическое воздействия. Развивающиеся при этом процессы перестройки структуры происходят в условиях, далеких от термодинамически равновесных, и позволяют получать поверхностные слои с уникальным комплексом физико-механических свойств. Значительный вклад в развитие представлений о влиянии КПЭ на различные материалы внесли Счастливцев В.М., Садовский В.Д., Григорьянц А.Г., Рыкалин H.H., Поболь И.Л., Погребняк А.Д., Ротштейн В.П., Марков А.Б., Энгелько В.И., Шулов В.А., Яловец А.П., Калин Б.А., Коротаев А. Д., Углов В.В. и др. Безусловно, этот список не является исчерпывающим.

Несмотря на некоторые сходства, каждый метод, использующий КПЭ, имеет свои особенности воздействия на твердое тело [2, 4]. Это связано, прежде всего, с особенностью передачи энергии в твердом теле: электронам при лазерном излучении, электронам и ядрам при электронном облучении, атомам, электронам и ядрам при ионной и плазменной обработке. Вследствие этого наблюдаются отличия в характере энерговыделения, в распределении температуры и, следовательно, изменении структурно-фазового состояния по глубине мишени. При обработке материала лучами лазера введенная энергия зависит от длины волны излучения и состояния поверхности образца, например, при облучении алюминия рубиновым лазером -90% падающей энергии отражается. В этом случае для повышения поглощательной способности материала на его поверхность наносят специальные поглощающие покрытия. В отличие от лазерного воздействия, энергия, выделяющаяся при бомбардировке образца заряженными частицами, не зависит от физического состояния его поверхности; максимумы выделения энергии и достигаемые при этом температуры располагаются на некотором расстоянии от поверхности облучения.

Основными регулируемыми параметрами источников КПЭ при обработке материалов являются плотность мощности падающего потока и время воздействия излучения. Существующие в настоящее время установки для обработки материалов различными видами КПЭ позволяют изменять эти параметры в широких пределах, причем возможно как непрерывное, так и импульсное и импульсно-периодическое воздействие. Для различных методов обработки время воздействия может составлять от десятков наносекунд до десятков секунд, а плотность мощности падающего потока

3 10 2

изменяться в интервале от 10 до 10 Вт/см и выше. Возможность варьирования основных параметров источников в широком диапазоне позволяет использовать концентрированные потоки энергии для резки металла, сварки, ударно-волновой обработки, легирования, формирования

наплавки, а также термической обработки, включающей в себя закалку, отжиг и т.п.

Использование электрической энергии для генерации КПЭ с точки зрения коэффициента полезного действия является наиболее эффективным при создании импульсных электронных пучков. В литературе к моменту постановки задачи настоящей диссертационной работы, были достаточно последовательно выполнены исследования и проведен анализ влияния высокоэнергетического (50-130 кэВ, 5-250 мкс) и низкоэнергетического (5-40 кэВ, 2,5 мкс) электронных пучков на структуру и свойства различных материалов. Практически не было работ, в которых бы анализировалось формирование фазового состава, дефектной субструктуры и свойств металлов и сплавов, обработанных низкоэнергетическим (до 25 кэВ) электронным пучком с длительностью импульса от 30 до 200 мкс.

В связи с вышеизложенным, выявление закономерностей формирования структурно-фазового состояния, анализ физической природы изменения прочностных свойств поверхностных слоев материалов, обработанных низкоэнергетическим (до 25 кэВ) электронным пучком с длительностью импульса пучка электронов, изменяющемся в интервале 30...200 мкс, является актуальным.

Целью диссертационной работы является исследование закономерностей формирования структурно-фазового состояния, анализ механизмов упрочнения сталей конструкционного и инструментального назначения, предварительно прошедших различную термическую и химико-термическую обработку, в условиях высокоскоростного нагрева и охлаждения, инициированных облучением низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности.

Для достижения данной цели были поставлены следующие задачи:

1. Выполнить исследования фазового состава и микроструктуры, формирующихся в результате обработки низкоэнергетическим интенсивным

электронным пучком микросекундной длительности в приповерхностных слоях конструкционных и инструментальных сталей, подвергнутых различной предварительной термической обработке.

2. Провести исследования эволюции структурно-фазового состояния цементированного слоя, выявить оптимальные режимы комплексной обработки, заключающейся в науглероживании поверхностного слоя материала, ультразвуковом ударном воздействии и последующей обработке низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности.

3. Выявить влияние обработки низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности на твердость приповерхностных слоев конструкционных и инструментальных сталей, установить оптимальные режимы облучения, способствующие повышению прочностных характеристик материала.

4. Выполнить анализ механизмов упрочнения (разупрочнения) стали, обработанной низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности, и вскрыть физическую природу изменения свойств поверхностного слоя материала.

5. Выработать рекомендации, позволяющие использовать низкоэнергетические интенсивные электронные пучки микросекундной длительности для обработки поверхности сталей.

Работа выполнялась в соответствии с программами фундаментальных исследований СО РАН «Исследования воздействия низкотемпературной плазмы и ускоренных потоков заряженных частиц на твёрдые тела», «Исследование закономерностей и механизмов электронно-ионно-плазменного формирования наноструктурных слоев и покрытий» и «Научные основы разработки электронно-ионно-плазменного оборудования для создания наноструктурных слоев и покрытий», грантом Президиума РАН (111127.4) «Физические основы электронно-пучковой наноструктуризации

металлов и сплавов», Российско-китайским международным грантом (проект №05-02-39008-ГФЕН_а) «Закономерности и механизмы формирования упрочненных слоев в сплавах на основе железа при воздействии импульсных электронных пучков и плазменных потоков», грантом РФФИ (проект №0808-99063) «Научные основы оптимизации процессов формирования субмикро- и нанокристаллических многофазных структур в приповерхностных слоях быстрорежущих сталей при воздействии импульсных электронных пучков», грантом US CRDF (US. Civilian Research and Development Foundation) № TO-016-02 «Физика и химия высокоэнергетических систем» раздел «Исследование физических характеристик воздействия интенсивных электронных, ионных и плазменных потоков на вещество».

Положения, выносимые на защиту:

1. Однородная наноразмерная закалочная структура (мартенсит + аустенит) с поперечными размерами кристаллов мартенсита менее 100 нм при облучении низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности формируется в отожженных сталях при закалке только из жидкофазного состояния, достигаемого при параметрах пучка: энергия электронов 15 кэВ, плотность энергии 12 - 15 Дж/см , длительность импульса 50 мкс, а в закаленных сталях - из твердофазного состояния в подслое, образующемся при параметрах пучка: энергия электронов 18 кэВ, плотность энергии 10 Дж/см , длительность импульса 30 мкс.

2. При обработке стали низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности (плотность энергии 10 Дж/см, длительность импульса 30 мкс, частота следования импульсов 0,3 с"1, число импульсов 5...30) увеличивается (в 6...7 раз) степень равноосности формирующихся наноразмерных кристаллов мартенсита и частиц карбидной фазы (цементита) игольчатой морфологии. Образование

наноразмерной мартенситной структуры приводит к повышению нанотвердости поверхностного слоя предварительно закаленной стали 38ХНЭМФАВ 1,4- 1,7 раз.

3. В условиях импульсной электронно-пучковой обработки (энергия электронов 15-18 кэВ, плотность энергии 10 Дж/см ; длительность импульса 30, 50 мкс) науглероженной стали 15НЗМА происходит глобуляризация пластин цементита в поверхностном слое как в твердой, так и в жидкой фазе.

4. Комплексная обработка низкоуглеродистой слаболегированной стали 15НЗМА, включающая науглероживание, ударное ультразвуковое воздействие (частота колебаний 22 кГц, амплитуда колебаний 15 мкм) и облучение низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности (энергия электронов 18 кэВ, плотность энергии 10 Дж/см2, длительность импульса 30 мкс); промежуточное ударное ультразвуковое воздействие ускоряет процесс растворения частиц карбидной фазы при электронно-пучковом воздействии, что способствует стабилизации остаточного аустенита и снижению микротвердости поверхностного слоя.

Научная новизна работы заключается в том, что впервые:

1. Получены систематические экспериментальные данные о структурно-фазовых превращениях, протекающих в сталях различного назначения при воздействии низкоэнергетического интенсивного электронного пучка микросекундной длительности (энергия электронов 15 -18 кэВ, плотность энергии 2-30 Дж/см , длительность импульса 30 мкс и 50 мкс, частота следования импульсов 0,3 с"1).

2. Выявлены качественные и количественные закономерности изменения параметров, характеризующих фазовый состав и дефектную субструктуру сталей, обработанных низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности.

3. Проведен сравнительный анализ процессов, протекающих при структурно-фазовых превращениях стали 15НЗМА после цементации,

ультразвуковой обработки и облучения низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности.

4. Выявлены механизмы упрочнения поверхностного слоя стали, подвергнутой обработке низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности.

Практическая значимость работы заключается в том, что:

1. Впервые с использованием источника импульсных интенсивных низкоэнергетических электронных пучков микросекундной длительности осуществлена обработка поверхности сталей конструкционного и инструментального назначений и накоплена экспериментальная информация о закономерностях формирования структурно-фазового состояния приповерхностных слоев сталей при такой обработке. Показано, что низкоэнергетические интенсивные электронные пучки микросекундной длительности могут быть использованы для целенаправленной модификации структуры и свойств поверхностного слоя сталей.

2. Выявлено влияние исходного структурно-фазового состояния стали на структуру, формирующуюся при обработке низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности, что позволяет управлять физико-механическими свойствами поверхностного слоя облучаемого материала.

Достоверность полученных экспериментальных результатов, обоснованность выносимых на защиту положений, выводов, сформулированных в работе, обеспечивается корректностью постановки решаемых задач, их физической обоснованностью, применением современных экспериментальных методов исследования структуры и механических свойств, использованием современного оборудования и программного обеспечения для анализа полученных результатов, воспроизводимостью результатов, отсутствием противоречий экспериментальных результатов с данными других авторов.

Апробация работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих всероссийских и международных конференциях, семинарах, школах: Международных конференциях по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов (г. Томск, 2004, 2006), Международных конференциях по модификации материалов пучками частиц и потоками плазмы (г. Томск, 2004, 2008), Сессии молодых ученых НОЦ "Физика и химия высокоэнергетических систем" (г. Томск, 2004), IX Российской научной студенческой конференции «Физика твёрдого тела» (г. Томск, 2004), Международной школе-конференции молодых ученых "Физика и химия наноматериалов" (г. Томск, 2005), Всероссийской конференции молодых ученых «Физика и химия высокоэнергетических систем» (г. Томск, 2005), II Международном Крейнделевском Семинаре «Плазменная эмиссионная электроника» (г. Улан-Удэ, 2006), Третьей Всероссийской конференции молодых ученых «Фундаментальные проблемы новых технологий в 3-м тысячелетии» (г. Томск, 2006), Международной научно-технической конференции «Проблемы сварки, родственных процессов и технологий» (г. Николаев, 2009).

Структура и объем диссертационной работы. Диссертация состоит из введения, четырех разделов, заключения и списка цитируемой литературы из 310 наименований. Работа изложена на 220 страницах, содержит 94 рисунка и 8 таблиц.

Во введении обоснована актуальность темы, сформулирована цель и задачи исследования, приведено краткое содержание работы, перечислены основные результаты, составляющие научную новизну и практическую значимость, обоснована их достоверность, перечислены положения, выносимые на защиту.

Первая глава работы посвящена обзору литературы, в котором описываются особенности структурных и фазовых превращений, инициированных высокоэнергетическими методами воздействия (лучи

лазера, электронные и ионные пучки, потоки плазмы). В результате выполненного анализа определены основные задачи диссертационной работы.

Во второй главе содержатся сведения о материалах исследований (конструкционные нелегированные и слаболегированные стали, жаропрочные и инструментальные стали), методах обработки сталей и методиках экспериментальных исследований.

В третьей главе представлены результаты исследований структуры, фазового состава и особенностей тонкой структуры приповерхностных слоев сталей 45 (отжиг), Э8ХНЗМФА (закалка), 13Х11Н2В2МФ (закалка + отпуск), Р6М5 (закалка + отпуск), облученных микросекундным электронным пучком. Проведен анализ изменения микро- и нанотвердости приповерхностных слоев стали З8ХНЗМФА в зависимости от количества импульсов воздействия при постоянных плотности энергии и длительности импульса электронного пучка, и изменения микротвердости поверхностного слоя стали Р6М5 в зависимости от плотности энергии электронного пучка. Выполнен анализ механизмов упрочнения стали, обработанной электронным пучком и вскрыта физическая природа увеличения (снижения) прочностных характеристик приповерхностного слоя материала. Приведены оптимальные режимы обработки стали электронным пучком, способствующие повышению прочностных характеристик материала.

В четвертой главе обсуждаются результаты, полученные при исследовании механических свойств (микротвердость), микроструктуры, фазового состава, дефектной субструктуры конструкционной стали 15НЗМА, подвергнутой цементации и последующей электронно-пучковой обработке. Приведен анализ характерных особенностей и закономерностей эволюции структурно-фазового состояния и свойств (микротвердость) приповерхностных слоев цементированной стали 15НЗМА, подвергнутой ударной ультразвуковой обработке, комбинированной ударной

ультразвуковой обработке и электронно-пучковому воздействию. Выполнен анализ механизмов упрочнения стали на различных этапах обработки и вскрыта физическая природа увеличения (снижения) прочностных характеристик приповерхностного слоя материала. Представлены оптимальные режимы комплексной обработки, способствующие повышению прочностных характеристик стали.

1. МОДИФИКАЦИЯ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ КОНЦЕНТРИРОВАННЫМИ ПОТОКАМИ ЭНЕРГИИ

В настоящей главе кратко рассмотрены особенности и закономерности формирования структуры и свойств металлов и сплавов, подвергнутых обработке концентрированными потоками энергии.

1.1. Влияние лазерного излучения на структуру и свойства сталей

Лазерная обработка является наиболее полно изученной по сравнению с другими методами воздействия основанных на применении концентрированных потоков энергии. Это связано со значительным развитием лазерной техники. В работах [1,6- 67] хорошо отражено влияние лазерного излучения на структуру, фазовый состав и эксплуатационные характеристики материалов. Из анализа литературных данных следует, что воздействие лазерного излучения на материал осуществляется, как правило, в двух крайних режимах: в режиме модулированной добротности (короткоимпульсное воздействие) и в режиме свободной генерации (квазинепрерывный пучок). В первом случае генерируется световой поток

9 12 2

сравнительно высокой интенсивности (10 -10 Вт/см ) и малой длительности (10"8...Ю"10 с). Это приводит к тому, что время воздействия лазерного излучения в импульсе приближается ко времени релаксации, вследствие чего поступления энергии в глубь металла не происходит. Чрезвычайно высокая концентрация энергии в микрообъеме поверхностного слоя приводит к мгновенному взрывообразному испарению части материала и перевод окружающего поверхность вещества в плазменное состояния. При расширении плазмы возникают очень большие, характерные для взрыва, давления, что приводит к образованию ударной волны. Кроме того, при испарении материала с поверхности возникает импульс отдачи (механический импульс). Совместное действие ударной волны и механического импульса может вызвать изменение структуры в облучаемом

материале за счет пластической деформации. При таком типе лазерного воздействия тепловое воздействие является поверхностным; обработка материала может быть отнесена к разряду механических [6, 8]. Толщина модифицированного слоя зависит как от выбранных режимов обработки, так и от свойств материала. В общем случае она составляет от 0,5 до 1 мм и более.

Лазерное воздействие в режиме свободной генерации осуществляется

4 8 2

при значительно меньших интенсивностях потока (10 -10 Вт/см ) и большем времени воздействия (от микро- до единиц секунд). При этом осуществляется исключительно тепловое воздействие, простирающееся на глубину в несколько сотен микрометров. Температурный режим нагрева материала определяется плотностью мощности излучения лазера. При низкой плотности мощности (примерно до 103 - 104 Вт/см2) происходит нагрев материала без его оплавления или испарения. С повышением этой величины примерно до 106 - 107 Вт/см2 материал плавится, а при плотности мощности превышающей 106 — 107 Вт/см2, наблюдается испарение материала [8].

Воздействие лазерного излучения на материал сопровождается быстрым нагревом его приповерхностной области до критических температур и выше. В результате на поверхности материала формируется зона лазерного воздействия. Зоной лазерного воздействия (ЗЛВ) является поверхностный слой, в котором происходят структурные и фазовые превращения. Размер ЗЛВ зависит как от параметров лазерного воздействия (мощность излучения, скорость перемещения лазерного луча, диаметр пятна - для непрерывного лазера; энергия в импульсе, длительность импульса, диаметр пятна - для импульсного лазера), так и от исходной структуры и состава стали [6 - 9, 13, 15, 16, 18, 19, 22, 25-28]. Размер зоны растет с увеличением мощности излучения (энергии в импульсе) и уменьшением скорости перемещения луча лазера (увеличением длительности импульса). Влияние исходной структуры на размер ЗЛВ обусловлено тем, что нижняя

граница зоны лазерного воздействия определяется температурой начала фазового превращения в стали. В отожженных сталях с равновесной структурой нижняя граница зоны лазерного воздействия определяется температурой начала а—»у превращения. В отпущенных и закаленных сталях превращения начинаются при более низких температурах, поэтому глубина ЗЛВ больше чем в отожженных сталях. Легирование стали влияет на теплофизические свойства стали, температуру фазовых превращений, критическую скорость охлаждения, что, в свою очередь, приводит либо к уменьшению, либо к увеличению размера ЗВЛ. Положение зон может быть определено экспериментально с помощью измерения микротвёрдости по глубине или рассчитано численными методами. Размер зоны лазерного воздействия в зависимости от режима лазерной закалки и исходного состояния стали может изменяться в пределах от долей миллиметра до нескольких миллиметров.

При лазерной обработке стали происходят те же фазовые и структурные превращения, которые имеют место и при обычных условиях нагрева [32, 33]. Однако, в условиях сверхбыстрого нагрева (105 - 106 К/с) фазовое а—»у-превращение может завершиться еще до полного растворения карбидов. Растворение цементита и специальных карбидов, а также нитридов, сульфидов и других избыточных фаз продолжается в температурной области стабильного аустенита. Т.е. при увеличении скорости нагрева температура Ас3 заметно повышается в отличие от температуры начала фазового превращения Ась которая почти не зависит от скорости нагрева. Основными параметрами термической обработки материалов являются температура, время выдержки, скорость нагрева и охлаждения. При лазерной обработке варьировать этими параметрами можно за счет изменения мощности и времени воздействия лазерного излучения на обрабатываемые участки поверхности материалов. Это позволяет получить широкий спектр структурных состояний. Конечная структура,

сформировавшаяся в поверхностном слое стали после лазерного облучения, зависит от степени завершенности процесса аустенизации, определяемой исходной структурой, а также параметрами лазерного излучения.

При лазерной обработке предварительно отожженных сталей, независимо от их состава, главной особенностью структуры является сохранение химической неоднородности, связанной с недостатком времени для полного протекания диффузионных процессов [6, 8, 11, 12, 19]. Концентрация углерода по объему в значительной степени выравнивается лишь в зоне расплава. В эвтектоидных и заэвтектоидных сталях после облучения образуется большое количество остаточного аустенита [12, 16, 18, 29, 30]. С увеличением количества углерода количество остаточного аустенита растет. Это связано с тем, что повышенное содержание углерода в твердом растворе железа ведет к снижению точки мартенситного превращения и образованию большого количества остаточного аустенита.

Предварительная закалка сталей на мартенсит приводит к более однородному распределению углерода в структуре по сравнению с отожженным состоянием, что позволяет получить более однородную структуру после лазерной закалки [6, 12, 20, 16, 22].

В работах Садовского В.Д. с сотрудниками [8, 19, 20] показано, что основной особенностью лазерной обработки предварительно закаленных сталей является обязательное проявления структурной наследственности в зоне перезакалки при нагреве. Суть явления структурной наследственности заключается в том, что при повторном нагреве закаленных и отпущенных сталей вновь образующиеся из а-фазы при полиморфном фазовом превращении зерна аустенита обнаруживают микроструктурную и ориентационную связь с первоначальным зерном аустенита. В этом случае обратного мартенситного превращения по типу "опрокидывания" целой мартенситной пластины в пластину аустенита не наблюдается. Зарождение аустенита происходит в виде пластинчатых кристаллов на границах реек а-

фазы. Они ориентационно связаны с соседними мартенситными кристаллами и имеют единую ориентацию в пределах первоначального зерна аустенита, что является причиной реализации упорядоченного а —» у - превращения, ведущего к восстановлению зерна при последующем росте зародышей.

В результате многочисленных исследований было установлено, что при быстром нагреве стали существует две стадии процесса перекристаллизации - фазовое а —» у - превращение и рекристаллизация фазонаклепанного аустенита [20]. Высокая скорость лазерного нагрева позволяет разделить две стадии процесса перекристаллизации благодаря тому, что для второй стадии иногда просто не хватает времени. Поэтому в тех случаях, когда скорость нагрева достаточна для подавления процесса рекристаллизации аустенита, проявляется довольно четкое наследование структуры. Следовательно, в сталях с исходной крупно- и мелкозернистой структурами после лазерной закалки обнаруживается крупнозернистая и мелкозернистая структуры соответственно. Однако в тех случаях, когда не удается подавить процессы рекристаллизации, вблизи переплавленной зоны появляется более мелкое зерно. Стимулом для рекристаллизации является наличие высокой плотности дефектов, в частности, межреечных границ в восстановленном аустените.

На процесс перекристаллизации оказывают влияние отпуск и деформация закаленной стали. Эти процессы не приводят к нарушению упорядоченности а—»у-преврагцения, а влияют на второй этап перекристаллизации - рекристаллизацию аустенита, обусловленную снижением температуры ее начала к интервалу а —»у-превращения. В результате происходит резкое измельчение зерна. Интенсификация рекристаллизации восстановленного аустенита предварительной пластической деформацией связана с наложением на нее деформации, обусловленной внутренними напряжениями.

В работе [19] показано, что в сталях с перлитной структурой при сверхскоростном лазерном нагреве зарождение аустенита может

происходить мартенситоподобиым сдвиговым бездиффузионным механизмом с соблюдением ориентационных соотношений (О.С.), близких к О.С. Курдюмова - Закса, между исходным ферритом (ферритной составляющей перлита) и вновь образовавшимся аустенитом. Превращение происходит только в феррите, т.е. в однокомпонентной системе. Участия карбидной фазы в превращении не требуется, но ее присутствие, по-видимому, может влиять на некоторые аспекты превращения, в частности, на выбор плоскостей сдвига в феррите. Однако только что образовавшийся аустенит содержит малое количество углерода, поэтому в нем сразу же начинают интенсивно растворяться карбиды. Их растворение приведет к повышению содержания углерода в аустените, что может существенно затруднить анализ истинного механизма превращения. Теоретические расчеты в [31] показали, что при импульсном высокоскоростном нагреве механизм образования у-фазы (диффузионный, бездиффузионный, или смешанный) полностью определяется удельной энергией, введенной в металл. Для реализации сдвигового бездиффузионного а—»y-превращения в мартенсите или в перлите нужны, по-видимому, высокие скорости нагрева, которые не всегда реализуются при лазерном нагреве.

Закалка стали приводит к формированию мартенситной структуры [32, 33]. При исследовании структуры объемно закаленных сталей выявлены три морфологические разновидности мартенсита - пластинчатый высокотемпературный, пакетный и пластинчатый низкотемпературный [3436]. Относительное содержание их определяется в основном концентрацией углерода в стали. Пакетный и пластинчатый высокотемпературный мартенсит наблюдаются в низко- и среднеуглеродистых сталях, а пластинчатый низкотемпературный мартенсит - в высокоуглеродистых. Ранее было отмечено, что при лазерной закалке предварительно отожженных сталей из-за малого времени аустенизации углерод не успевает равномерно перераспределяться по объему, в результате чего образуются участки с

повышенным и пониженным содержанием углерода. Вследствие неоднородности твердого раствора по углероду соотношение между долями пакетного и пластинчатого мартенситов может измениться по сравнению с объемной закалкой [12]. Мартенсит, образующийся при лазерной закалке, за исключением случая, когда проявляется структурная наследственность, более дисперсен, чем образующийся при объемной закалке [12, 20, 21]. Уменьшение размеров кристаллов мартенсита при лазерной обработке связано с существенным измельчением аустенита. Лазерная обработка без оплавления поверхности позволяет подавить процессы «самоотпуска» мартенситной структуры и зафиксировать состояние мартенсита, близкое к свежеобразованному [12, 13].

Еще одной особенностью лазерной обработки является формирование остаточных напряжений в материале [24, 37-39]. Возникновение температурных напряжений связано с неравномерным нагревом разных участков материала. При неравномерном нагреве материала связи между нагретыми и не нагретыми участками препятствуют свободному расширению материала, что и приводит к возникновению напряжений, которые могут вызывать как упругие, так и пластические деформации материала. Фазовые и структурные превращения, протекающие с увеличением удельного объема при охлаждении, приводят к появлению остаточных сжимающих напряжений на поверхности. Распределение остаточных напряжений подчиняется определенной закономерности. Значение и знак остаточных напряжений на облученных участках поверхности зависит от соотношения остаточных пластических деформаций, вызванных локальным тепловым воздействием и объемными эффектами структурных превращений. Возникающие в зоне лазерного воздействия напряжения часто превышают предел текучести стали. Это приводит к повышению плотности дефектов в зоне воздействия [22 - 24, 40 - 42]. Так, например, в армко - железе плотность дислокаций после импульсного

облучения (длительность импульса 8 мс, энергия в импульсе 7-10 Дж)

1П 'У

возросла до (3 - !)• 10 см" [22]. В работах [23, 24] показано, что после облучения сталей непрерывным лазерным излучением, плотность дислокаций в поверхностном слое возрастает на порядок. По мере удаления от поверхности величина термических и структурных напряжений уменьшается. Это приводит к снижению плотности дислокаций.

В ряде работ [42 - 47] с целью изменения кинетики фазовых превращений и влияния на степень их завершенности в условиях высоких скоростей лазерного нагрева и охлаждения осуществляли комбинированную обработку, заключающуюся в одновременном воздействии на материал ультразвуковых колебаний и луча лазера. Ультразвуковое пластическое деформирование поверхности способствует более полной аустенизации в условиях высоких скоростей лазерного нагрева. Показано, что совмещение ультразвукового воздействия и лазерной закалки приводит к формированию более твердых и более глубоких поверхностных слоев, за счет снижения температуры начала фазового а->у-превращения в пластически деформированной стали. Кроме того, ультразвуковое воздействие влияет на распределение напряжений в поверхностном слое материала, что может благоприятно повлиять на механические характеристики изделия.

Упрочнение сталей при лазерной обработке определяется рядом структурных факторов, основными из которых являются повышение плотности дефектов кристаллического строения, измельчение структуры, образование твердых растворов с повышенным содержанием легирующих элементов. Структурное состояние обработанного поверхностного слоя определяет весь комплекс физико-механических и эксплуатационных характеристик - твердость, износостойкость, коррозионную стойкость, прочностные и пластические характеристики и т.д. [15, 16, 23, 29, 48 - 67].

Одним из способов повышения долговечности изделий из углеродистых и экономно-легированных сталей является поверхностное

легирование с использованием лазерного излучения [68 - 74]. При этом резко сокращается расход дефицитных и дорогих материалов, а эффект повышения работоспособности оказывается значительным, так как в тонких поверхностных слоях сталей можно получить более высокие физические и механические характеристики, чем в монолитных изделиях. Лазерное легирование проводится с применением как непрерывного, так и импульсного лазерного излучения в режимах с оплавлением поверхности. Толщина расплавленного слоя должна быть больше чем толщина покрытия. Без расплавления поверхности обеспечить достижение диффузионного насыщения легирующими элементами на большую глубину практически невозможно. Это связано с кратковременностью лазерного термического воздействия. В процессе лазерного оплавления поверхностей металлов и сплавов вследствие больших градиентов температуры возникают интенсивные гидродинамические потоки. При этом процессы массопереноса по всей зоне оплавления ускоряются, что позволяет осуществлять лазерное легирование. В качестве легирующих элементов используют углерод, азот, бор, различные металлы (Со, Сг, №, Т1, Си, Та и т.д.), соединения (Т1С, №>С, \¥С, УС) и сплавы на их основе (ВКЗ, ВК6, Т15К6), которые могут быть нанесены в виде покрытий, полученных различными методами (химическое осаждение, ионно-плазменное напыление, электролитическое осаждение и т.д.) или подачи порошка в зону лазерного воздействия.

1.2. Мощные ионные пучки как средство модификации структуры и свойств материала

Облучение мощными ионными пучками (МИП) - эффективный метод модификации структурно - фазового состояния поверхностных слоев металлических материалов. В технологиях наиболее часто используют пучки легких ионов (протоны, углерод, азот, бор, кислород их смеси) так как, с одной стороны, по сравнению с тяжелыми ионами их легче получить, а, с

другой стороны, они имеют существенно большие пробеги в мишени. Для модификации поверхности наиболее часто используют ионные пучки с

длительностью импульса порядка 10-100 не, энергией ионов 100-600 кэВ,

2 2 плотностью тока 50-250 А/см и плотностью энергии 1-5 Дж/см [4, 75-84].

Таким режимам в металлах соответствуют малые пробеги частиц (до 1 мкм).

8 11

Скорости нагрева и охлаждения при МИЛ обработке составляют 10М011 К/с и Ю8-Ю10 К/с соответственно. Отметим, что при одинаковых флюэнсах и интенсивностях ионных и электронных пучков температуры нагрева мишени при облучении ионными пучками будут на порядок выше, а следовательно, генерация упругих и ударных волн в твердотельной части мишени; абляция материала со стороны облученной поверхности при обработке МИП выражена более ярко. Взаимодействие МИП с мишенью характеризуется большими температурными градиентами, высокими механическими напряжениями и деформацией, сопровождающимися сильными изменениями структуры и свойств поверхностного слоя мишени. При плотности мощности

"7 О

МИП более 10 Вт/см наблюдается вынос вещества с поверхности и формирование волны сжатия, распространяющейся в глубь мишени. В зависимости от параметров ионного пучка и свойств материала мишени в результате воздействия МИП можно осуществлять внедрение ионов (имплантацию), образование радиационных дефектов; нагревание мишени до определенной температуры; формирование в мишени напряженного состояния; разрушать мишень путем откола ее части или перевода поверхностного слоя в плазму. В технологических задачах, как правило, используются пучки средней интенсивности, достаточной для быстрого разогрева мишени до температур фазовых переходов. Характерными чертами воздействия ионными пучками на металлы и сплавы является изменение фазового состава, образование вторичных фаз, изменение внутренней дефектной структуры на значительную глубину, искривление

кристаллической решетки и перераспределение элементов в приповерхностных слоях облучаемых материалов [85].

В работах [78, 79] приведены данные по изучению микроструктуры в a-Fe. Исследование изменений структуры по глубине проводилось после обработки образцов мощным ионным пучком на ускорителе «Тонус» (-70% Н4-, ~30% С+) со средней энергией ионов 400 кэВ, длительностью импульса Тр40-100 не, плотностью тока j = 20 - 250 А/см и плотностью энергии в импульсе 1-6 Дж/см . Показано, что после облучения в поверхностном слое (0,5-1 мкм) резко возросла плотность дислокаций, причем с увеличением плотности тока количество дислокаций растет. В поверхностном слое и на глубине 5 мкм дислокации распределены равномерно. Помимо увеличения плотности дислокаций в слое, где происходит формирование максимальных термомеханических напряжений (граница жидкой и твердой фазы), образуется высокая концентрация кластеров вакансий, междоузельных атомов [86, 87]. На расстоянии 10 мкм от поверхности облучения дислокационная структура становится неоднородной. Качественные изменения структуры начинают проявляться с глубины 30 мкм. Наряду с дислокациями и дислокационными сплетениями появляются малоугловые границы, причем они наблюдаются на разных стадиях своего образования: от дислокационных сеток, сеток с углом разориентации ~1° и до границ с углом разориентации ~5°. Начиная с глубины -50 мкм, наблюдаются области с полигонизованой структурой. При облучении мощным импульсным пучком время тепловой релаксации существенно меньше длительности облучения, поэтому практически мгновенный нагрев металла вызывает в приповерхностной области генерирование напряжений в твердотельной матрице (термоудар); а далее происходит плавление и выброс материала со стороны облучаемой поверхности. Возникающий импульс отдачи создает дополнительное сжатие материала в твердой фазе, в этом случае

генерируется ударная волна. Зависимости средней плотности дислокаций и микротвердости от расстояния до облучаемой поверхности имеют два ярко выраженных максимума. Первый из них около поверхности связан с действием термомеханических напряжений, интенсивном нагреве, плавлении и испарении материала. Другой более протяженный образуется на глубине 70-90 мкм и зависит от флюенса. Наблюдается корреляция между распределениями плотности дислокаций и микротвердости - более высоким значениям микротвердости соответствуют большие значения плотности дислокаций.

Облучение стали АШ - 4620 (состав: > 96 вес.% Бе, 0.2% С, 0.55% Мп, 1.8% М, 0.25% Мо, 0.3% 81, < 0.04% 8, < 0.04% Р) ионным пучком (300 кэВ, 30 кА, 1 мкс, 2; 5 Дж/см2 за импульс) привело к растворению частиц цементита и формированию структуры закалки, состоящей из мартенсита и аустенита, обладающей повышенными значениями микротвердости и износостойкости [80].

При МИП-обработке стали Р6М5 происходят комплексные изменения структуры (измельчение зерна до наноразмеров, формирование дефектов на глубине до 40-50 мкм) и перераспределение компонентов стали (переход углерода в поверхностные слои). Эти изменения структурно-фазового состояния стали сопровождаются изменением характера износа инструмента (выкрашивание сменяется равномерным износом) и повышением его ресурса [4, 88-90].

Облучение нержавеющей стали 316Ь ионным пучком (300 кэВ, хр =75 не, ] = 100 - 300 А/см ) за счет сглаживания поверхности, очищения зерен от .включений Мп8 приводит к повышению коррозионной стойкости стали [91]. После облучения улучшается ползучесть благодаря выглаживанию поверхности и высокой плотности дислокаций в поверхностном слое [92]. В работе [93], показано, что МИП обработка способствует повышению

стойкости к высокотемпературному окислению титановых сплавов и жаропрочной стали ЭП866.

МИЛ используются и для легирования поверхностного слоя мишени при комбинированной обработке ионная имплантация - воздействие МИЛ [94]. МИЛ воздействие позволяет увеличить толщину легированного слоя в 5 раз. Ионное перемешивание позволяет в широких пределах изменять элементный состав и фазовое состояние приповерхностного слоя мишени, формировать метастабильные фазы.

Недостатком МИЛ облучения является формирование кратеров на поверхности облучения [81, 83]. В работе [95] приведены наиболее вероятные механизмы образования кратеров при МИЛ обработке. Для снижения кратерообразования необходима более качественная подготовка поверхности, на последней стадии которой необходимо использовать ионный пучок с низкой плотностью энергии или имплантацию тяжелых ионов.

В настоящее время сложились следующие основные направления применения МИЛ в технологиях: имплантация и отжиг полупроводников [96, 97], модификация структуры поверхностных слоев и, соответственно, свойств металлов и сплавов (прочностных [90], триботехнических [98], антикоррозионных [99]); синтез новых композиционных материалов и метастабильных фазовых состояний [100]; получение тонких пленок и покрытий посредством осаждения абляционной плазмы [101-103]; очистка, полировка, глянцевание поверхностей [104, 105]; разрушение и резка твердых материалов [106, 107]. Отмечается [98], что использование МИЛ оправдано для сплавов, обладающих достаточной степенью пластичности, с высокой толщиной межзеренных прослоек, работающих в условиях, когда хрупкое микроразрушение не является доминирующим механизмом их изнашивания.

МИЛ имеют ряд преимуществ перед лазерными пучками [4, 75-77]: значительно больший КПД (до -50%); меньшую стоимость получения

3 2

единицы энергии; большие площади обработки (до 10 см ); высокую степень поглощения в любых материалах. МИП легко проникают как в плазму, так и в металлические мишени, а при обработке диэлектриков их поверхность не заряжается из-за нейтрализации ионов пучка электронами с диода.

1.3. Влияние плазменных потоков на структуру и свойства сталей

Плазменная обработка - процесс обработки материалов при помощи плазмы с целью изменения физико-механических, триботехнических, электрофизических, химических и др. свойств поверхности обрабатываемого объекта. Проведенные в последние годы исследования показали, что среди разрабатываемых технологий обработки материалов с использованием концентрированных потоков энергии весьма перспективными является применение потоков высокотемпературной импульсной плазмы (ВТИП) и потоков компрессионной плазмы.

Потоки высокотемпературной импульсной плазмы. Воздействие потоками ВТИП на металлические материалы приводит к созданию поверхностных слоев с модифицированным структурно-фазовым состоянием, имеющих, как правило, повышенные физико-механические и физико-химические свойства: микротвердость, износостойкость, прочностные характеристики, эрозионную стойкость и др. [4, 108-126]. При этом обработка потоками ВТИП обладает рядом преимуществ не только в сравнении с традиционными технологическими процессами термомеханической и химико-термической обработок, но и с воздействием других видов концентрированных потоков энергии. А именно: позволяет реализовать одновременное использование рабочего вещества плазмы как средства для нагрева и легирования приповерхностных слоев материала; предоставляет возможность одновременной всесторонней обработки поверхности изделий цилиндрической формы; способствует формированию поверхностных слоев с относительно высокой микрооднородностью

структуры, элементного состава и свойств; позволяет осуществлять финишную обработку относительно больших (до 0,15 м) площадей поверхности или готовых изделий за короткий промежуток времени (один или несколько импульсов длительностью от 3-5 до 100 мкс).

В качестве рабочего используются различные газы, в частности, азот, гелий, аргон, водород (дейтерий), кислород, а также их смеси. Потоки импульсной высокотемпературной плазмы имеют следующие характеристики: длительность разряда 2-100 мкс, температура плазмы -

17 2

сотни эВ и выше, суммарный флюенс ионов -

(3-200)-Ю1' ион/см^ , удельная

5 2

мощность падающего потока (3-100)-10 Вт/см .

Одним из основных процессов при воздействии на материал ВТИП является нагрев мишени, приводящий к возникновению градиентов температуры и полей термических напряжений. По степени воздействия на

металлические материалы режимы плазменной обработки условно можно

6 2

разделить на три вида: жесткое воздействие (С)>5-10 Вт/см, 1Ч> 10), умеренное (1-106 <С>< 5-106 Вт/см2, 1 < N<10) и слабое (С>< МО6 Вт/см2, 1 < N<10). Подобное деление проведено исходя из различной степени нагрева облучаемого материала и изменения топографии поверхности после обработки. Жесткое воздействие вызывает интенсивное плавление и кипение материала, умеренное - приводит к плавлению приповерхностных слоев. При слабом воздействии происходит нагрев слоев материала, и в некоторых случаях - локальное оплавление поверхности вблизи верхней границы значений удельной мощности. После воздействия потоков ВТИП на поверхности материала формируется многослойная структура. Она состоит из слоя затвердевшего расплава с большим количеством несплошностей (пор, раковин и других дефектов), однородного слоя с плохо травящейся структурой и переходного слоя, имеющего структуру, подобную исходной, но с большим количеством полос скольжения, сформировавшихся в результате пластической деформации под действием термических

напряжений. Количество и толщина образующихся слоев зависит от плотности мощности плазменного потока, количества импульсов и теплофизических характеристик металла. В работе [4] на примере сталей 12Х18Н10Т и У8 показано, что толщина модифицированного слаботравящегося слоя монотонно увеличивается с ~10 до 40 мкм с ростом числа импульсов воздействия от 1 до 6, соответственно, при одинаковой плотности энергии падающего потока 10-40Дж/см за импульс (длительность импульса 15 мкс). Кроме того, толщина модифицированного слоя увеличивается с повышением атомной массы рабочего газа [118].

Обработка нержавеющих сталей типа Х18Н10, Х16Н15 потоками высокотемпературной плазмы приводит к формированию в поверхностном слое (~20 мкм) ячеистой структуры. Характерный размер ячеек изменяется в интервале от 50 нм до 1,0 мкм в зависимости от удельной мощности падающего потока плазмы, химического состава и фазово-структурного состояния исходного материала [108]. Выявлено два механизма формирования ячеистой структуры. При обработке стали в режиме плавления реализуется механизм ячеистой кристаллизации расплава. В этом случае границы ячеек существенно обогащены примесными компонентами. В случае реализации режима без оплавления поверхности в поверхностном слое наблюдается дислокационная ячеистая структура, которая является следствием прошедшей на стадиях нагрева и охлаждения поверхности мишени высокоскоростной пластической деформации под действием возникающих термических напряжений.

В сталях с феррито-перлитной структурой (25X1МФ, 35Х, 20, 38Х2МЮА, 30X13, ЭП823 и др.) после импульсной плазменной обработки в приповерхностных слоях независимо от состава плазмы по данным рентгеноструктурного анализа формируется двухфазная структура, состоящая из мартенсита и остаточного аустенита [118-120]. Соотношение фаз зависит от вида плазмы, её плотности, плотности потока энергии и числа

импульсов. Доля остаточного аустенита возрастает по мере усложнения состава стали. Кроме того, количество остаточного аустенита в стали зависит от вида плазмы. Наибольшее содержание остаточного аустенита обнаружено в стали, обработанной плазмами, полученными при использовании при использовании в качестве рабочего газа аргона или воздуха, а минимальное количество после облучения плазмами азота или гелия. При этом наблюдается диспергирование микроструктуры и увеличение внутренних напряжений. После облучения плотной (р = 67 Па) азотной плазмой в приповерхностных слоях формируется структура, состоящая из азотистого мартенсита, остаточного аустенита и а"-фазы (Те ^N2) [121].

Потоки ВТИП позволяют проводить поверхностное легирование материала через жидкую фазу, осуществляемое путем ионно-плазменного перемешивания предварительно нанесенных легирующих элементов. Легирование материала происходит на глубину до 45 мкм при концентрации вводимого элемента до 20 вес.%. Удается формировать поверхностные модифицированные слои, обладающие высокой адгезией с основой, имеющие высокий (по сравнению с материалом основы) уровень эксплуатационных характеристик (например, микротвердость, износостойкость) [120, 122-124].

Модифицирование структуры поверхностного слоя мишени потоками плазмы приводит к изменению механических свойств материала: увеличению микротвердости в 3-4 раза, повышению предела упругости материала до 4 раз и пределу прочности при разрыве на 40-60 %, улучшению трибологических характеристик. При испытаниях на межкристаллитную коррозию повышается коррозионная стойкость как низколегированных, так и коррозионностойких сталей [4, 108-126]. Выявлено, что наибольшее поверхностное упрочнение наблюдается в углеродистых и низколегированных сталях. Определяющее влияние на упрочнение поверхностных слоев при воздействии потоков ВТИП оказывает величина

удельной мощности падающего потока, варьируя которой, можно изменять глубину максимального повышения твердости поверхностного слоя. Обработки металлических материалов потоками ВТИП повышют сопротивляемость эрозии при последующем ионном облучении (уменьшается коэффициент эрозии из-за блистеринга до 25 раз, коэффициент физического распыления - в 2-7 раз).

Потоки компрессионной плазмы. Обработка поверхности материалов компрессионными плазменными потоками (КПП), генерируемыми квазистационарными плазменными ускорителями (КСПУ) [127], в настоящее время является активно развивающейся и перспективной технологией. Применение направленных плотных плазменных потоков с малой расходимостью и относительно большой длительностью существования (сотни микросекунд) открывает широкие перспективы для модификации поверхностных слоев материалов. Возможность управления параметрами процесса, такими как длительность воздействия, скорость, температура и давление плазмы, позволяет контролировать изменение структурно-фазового состояния и свойства материала, что представляет несомненный практический интерес.

Можно выделить три области режимов воздействия, которые приводят к различным эффектам:

1) режим слабого воздействия, при котором происходит нагревание верхнего поверхностного слоя до температуры ниже точки плавления материала;

2) режим среднего воздействия, при котором происходит плавление слоя материала и последующее быстрое повторное затвердевание за счет теплоотвода в подложку. При этом реализуется процесс быстрой закалки из расплава с формированием соответствующей микроструктуры;

3) режим сильного воздействия, при котором температура нагрева может достигать точки кипения расплавленного материала, вследствие чего

происходит испарение (абляция) части вещества с поверхности образца. Механические ударные волны проникают глубоко в образец и создают сильно дефектную структуру.

Наиболее интересные экспериментальные данные были получены в режиме среднего воздействия, при котором происходит плавление верхних слоев материала. Диапазон плотности энергии, поглощенной поверхностью образца за один импульс, составляет 5-20 Дж/см . Компрессионные потоки средних энергий получают с помощью квазистационарных ускорителей типа "магнитоплазменный компрессор" (МПК) [128].

Отличительной чертой плазменной закалки являются высокие скорости нагрева и охлаждения и относительно большое время существования импульса плазмы (-100 мкс), достаточное для завершения физико-химических процессов, и возможность легирования поверхности материалов плазмообразующим веществом, например, азотом. В процессе взаимодействия высокоэнергетического плазменного потока с поверхностью образца за время обработки выделяется столько тепловой энергии, что скорость нагрева обрабатываемого участка может достигать

Ю10 К/с, а

скорость его охлаждения после прекращения воздействия плазмы также может быть очень высокой за счет отвода тепла в окружающую холодную матрицу. Улучшение эксплуатационных характеристик металлических материалов при различных видах плазменной поверхностной обработки обусловлено направленным изменением структурно-фазового состояния и химического состава поверхностных слоев, в результате чего происходит существенное изменение свойств локальных объемов металлов и сплавов, что недостижимое при традиционных методах обработки [129-132].

В работах [133, 134] представлены результаты исследования структуры и прочностных свойств поверхностных слоев широко распространенных углеродистых сталей 40 и 45 после воздействия на них компрессионными плазменными потоками различной энергии. Показано, что основными

факторами, вызывающими модификацию свойств поверхности, являются высокоскоростной нагрев выше точки плавления материала за счет высокой кинетической энергии плазменного потока, длительное поддержание высокой температуры, обеспечивающее протекание физико-химических превращений в поверхностном слое, и высокоскоростное охлаждение обрабатываемого слоя материала. Характер формирующейся структуры зависит от параметров набегающего плазменного потока и состава стали. Первый слой - зона оплавления - формируется при закалке из расплава, его основной структурной составляющей является мартенсит. Второй слой - зона закалки из твердой фазы - отличается большой неоднородностью по глубине: ближе к поверхности в его структуре присутствуют мартенсит и остаточный аустенит, полученные при охлаждении из области гомогенного аустенита, тогда как структура более глубоких слоев формируется при охлаждении из области негомогенного аустенита. Микротвердость поверхностных слоев с модифицированной структурой превышает микротвердость исходного материала в 4-5 раз.

В [135] исследовано воздействие на мишень плазменными потоками азота, т.е. в данном случае термическая обработка сочетается с одновременным легированием поверхности. Установлено, что воздействие компрессионных плазменных потоков на железо (~100 мкс, 4-20 Дж/см ) приводит к формированию глубоких (до 60 мкм) модифицированных слоев, содержание внедренного азота в которых может достигать ~20 ат.%. Выявлено формирование приповерхностного слоя на основе азотистого мартенсита, за которым следует зона столбчатых нитридных фаз. Конечная структура приповерхностной области обработанного плазменным потоком железа формируется в результате эвтектоидного распада при охлаждении из у-области. При этом увеличение твердости и повышение износостойкости обусловлено диспергированием фазовых составляющих, формированием в приповерхностных слоях толщиной до десятков микрометров упрочняющих

нитридов и азотистого аустенита. Управление параметрами процесса, такими как длительность воздействия, скорость, температура и давление плазмы, позволяет получать новые структурно-фазовые состояния материала с требуемыми для практического применения физико-механическими характеристиками.

В [136-141] выполнены исследования структуры, фазового состава и механических свойств приповерхностного слоя инструментальных сталей, подвергнутых воздействию компрессионных плазменных потоков. В качестве рабочего вещества в МПК использовался азот. Показано, что плазменная обработка приводит к существенной модификации структурно-фазового состояния поверхностного слоя инструментальных сталей (У8, Р6М5 и XI2М) - формированию аустенита и растворению карбидов М3С, М6С, М7С3 и М2зС6. Карбид УС в быстрорежущей стали является устойчивым к импульсной плазменной обработке и при плотности энергии в импульсе до

-л

17 Дж/см не распадается. Содержание аустенита в модифицированном слое зависит от исходного состава стали и режимов обработки. Кроме вышеописанных процессов, происходит дополнительное легирование аустенита азотом и образование нитридных фаз. Толщина модифицированного слоя увеличивается с ростом энергии плазменного потока и количества импульсов до максимального значения 27 мкм. Концентрация азота на поверхности может достигать 30 ат.%. Наблюдаемые изменения трибологических свойств поверхности сталей хорошо согласуются со структурно-фазовыми изменениями. Формирование азотистого аустенита увеличивает износостойкость поверхностного слоя, в то время как растворение упрочняющих карбидов приводит к снижению микротвердости.

В работах [142-145] приведены результаты исследований по жидкофазному перемешиванию системы «покрытие-подложка». В [142] показано, что обработка системы "титан-сталь 3" компрессионным

плазменным потоком азота позволяет легировать материал подложки элементом покрытия, формировать дополнительные фазы за счет взаимодействия с рабочим веществом плазмы и создавать глубокие модифицированные слои. Установлено, что воздействие азотной плазмы на систему титан-сталь приводит к жидкофазному перемешиванию компонентов и формированию твердых растворов внедрения и замещения соответственно азота в ОЦК и титана в ГЦК решетке железа, а также нитрида титана в модифицированном слое толщиной до -15 мкм. Обработка потоком азотной плазмы углеродистой стали без покрытия сопровождается насыщением приповерхностных слоев азотом (-15 ат.%). Нанесение титанового покрытия приводит к деформации решетки твердого раствора железо-титан, величина которой возрастает с увеличением толщины покрытия. На поверхности обработанных плазменным потоком образцов образуются области с ячеистой структурой, формирующейся на стадии затвердевания переохлажденной жидкости. Воздействие компрессионных плазменных потоков азота на систему «цирконий-сталь» приводит к формированию перемешанного слоя толщиной более 10 мкм [143]. Модифицированный слой содержит область толщиной ~200 нм с повышенным содержанием циркония и азота и включениями упрочняющей фазы 2г1Ч. Кроме того, в перемешанном слое формируются твердые растворы на основе а- и у-Бе. Увеличение количества импульсов обработки и плотности энергии, поглощаемой образцом, приводит к росту толщины модифицированного слоя, уменьшению концентрации циркония и объемной доли 2г1чГ. При воздействии плазменных потоков на систему «хром-сталь» в поверхностном слое формируется у'-Ре(Сг, Ы, С)-фаза, нитриды хрома не обнаруживаются. Таким образом, обработка компрессионными плазменными потоками является эффективным методом легирования материалов путем жидкофазного перемешивания системы «покрытие-подложка».

В работе [146] показано, что отжиг углеродистой стали, легированной цирконием и азотом под действием компрессионных плазменных потоков, приводит к диффузионному перераспределению азота в более глубокие слои и формированию в них азотсодержащих фаз. С ростом температуры отжига наблюдается увеличение содержания оксида циркония Хт02 и уменьшение концентрации легирующих элементов в твердом растворе на основе а-железа. Комбинированная ионно-плазменная обработка низкоуглеродистой стали, состоящая в предварительном нанесении покрытия и последующем воздействии компрессионных плазменных потоков, позволяет увеличить верхний предел диапазона термической стабильности микротвердости до 600-800°С, как в высоколегированных сталях.

1.4. Электронно-пучковая обработка металлов и сплавов

Динамическое термическое воздействие на материалы интенсивным импульсным электронным пучком (ИЭП) является более гибким методом по сравнению с лазерным [2-4]. Основное преимущество данного способа обработки состоит в возможности весьма широкого варьирования глубиной проникновения электронов в материал, динамикой тепловых полей и волн напряжений. Возможность изменения в широких пределах плотности энергии, длительности импульса и энергии электронов в сочетании с практически полным поглощением электронов и объемным характером выделения энергии делают ИЭП уникальным и высокоэффективным инструментом как для исследований физики формирования неравновесных структурно-фазовых состояний в твердом теле, так и для целенаправленной модификации структуры и свойств металлических материалов с целью улучшения эксплуатационных характеристик изделий.

Анализ многочисленных отечественных и зарубежных публикаций показал, что при обработке электронными пучками твердых тел с целью их модификации применяются:

- низкоэнергетические (до десятков кэВ) сильноточные электронные пучки с плотностью тока до нескольких кА/см2;

- высокоэнергетические (несколько МэВ) импульсные сильноточные электронные пучки с длительностью импульса 10~8-К(Г6с и плотностью потока энергии до сотен Дж/см на импульс.

Электронные пучки способны создать в приповерхностных слоях

______о

металлов сверхбыстрый нагрев и сверхскоростное охлаждение (Д77Д/ ~ 10 -1011 К/с) [3]. Градиент

температур при этом на поверхности и в приповерхностных слоях мишени может составлять 109 К/м [3]. Под влиянием динамического поля температур в поверхностном слое материала реализуются фазовые и структурные превращения, приводящие к формированию зоны теплового влияния.

При облучении высокоэнергетичным электронным пучком на материал оказывается не только тепловое воздействие, но и ударно-волновое [147-150]. Возникновение ударных волн происходит в результате быстрого объемного разогрева, приводящего к испарению материала. Формирование ударной волны обеспечивает упрочнение материала на глубину большую, чем размер зоны термического влияния. При этом формируется периодически

упрочненная структура [149]. При облучении мегавольтным сильноточным

10 2

электронным пучком (50 не, W = 5*10 Вт/см [149]) амплитуда ударной волны достигает 50ГПа. Упрочненные слои (-1500 кг/мм ) формируются по всей глубине массивного (10 мм) образца. Повышение микротвердости связывают с повышением плотности дислокаций и фрагментацией мартенситных кристаллов.

V 8 9

Облучение сталей электронным пучком

(200-500 кэВ, 10 с, 10-10у

-у

Вт/см ) не привело к интенсивному испарению поверхностного слоя поэтому амплитуда волны напряжения <2 ГПа [151]. Теоретические расчеты показали, что амплитуда напряжений существенным образом зависит от длительности импульса электронного пучка [152-153]. Уменьшение

длительности импульса приводит к увеличению амплитуды напряжений. Возникновение в поверхностном слое напряжений приводит к повышению плотности дислокаций в слое -ЮОмкм.

В работах [150, 154, 155] было показано, что обработка стали У7 электронным пучком в режиме оплавления с растянутым во времени

6 7 2

импульсом (параметры пучка: Ее= 130-180 кэВ, W= 10-10' Вт/см и т = 10 -200 мкс) позволила реализовать практически безударный (чисто тепловой) характер быстрого охлаждения довольно толстого расплавленного слоя (2530 мкм) со скоростью закалки от 4*106 до 2*107 К/с и скоростью кристаллизации от 0,1 до 0,8 м/с. При этих условиях в зоне расплава образовалась двухфазная структура, состоящая из мелкодисперсного мартенсита, упрочненного частицами цементита (Fe3C), и остаточного метастабильного аустенита, занимающего до 60% объема зоны.

В работах [155-167] показано, что облучение высокоэнергетическим импульсным электронным пучком (ВИЭП) (115-120 кэВ, 15-40 мкс, 20-25 Дж/см ) приводит к перераспределению легирующих элементов в зоне расплава (20 - 25мкм) в результате чего в поверхностных слоях жаропрочной стали ЭП866ш и сплаве ЖС26НК без и с покрытием NiCrAlY (42-45 Дж/см2) наблюдается увеличение содержания хрома, а в титановых сплавах (ВТ6, ВТ9, ВТ8М) - алюминия. Кроме того, происходит сглаживание поверхности, очистка от углерода и кислородосодержащих примесей. С повышением плотности энергии электронного пучка на поверхности облучения появляются микрократеры. Поверхностный слой стали после обработки имеет структуру, состоящую из а, у и карбидной фаз. Количество остаточного аустенита растет с увеличением плотности энергии электронного пучка за счет растворения исходных карбидов. В сплавах титана формируется мартенситная структура. Облучение всех материалов приводит к резкому увеличению плотности дислокаций. Кроме того, в поверхностном слое формируются высокие остаточные растягивающие

напряжения, изменяющиеся при увеличении плотности энергии пучка от 250 ± 40 до 1080 ± 140 МПа, что приводит к значительному снижению эксплуатационных характеристик материала. Поэтому наиболее перспективной является двухэтапная обработка: облучение электронным пучком и последующий диффузионный вакуумный отжиг при температурах (670°С для ЭП866ш, 500°С для ВТ8М и 1040°С для ЖС26НК). Комбинированная обработка способствует повышению основных служебных свойств лопаток газотурбинных двигателей: сопротивлению окислению, снижению горячей солевой коррозии в условиях термоциклирования и повышению усталостной прочности.

С использованием электронного пучка (115-120 кэВ, 15-40 мкс, 20-55 Дж/см ) можно осуществлять не только модификацию поверхности вновь изготовленных лопаток, но и восстанавливать уже отработавшие свой срок эксплуатации. Для этого на первом этапе пучком с плотностью энергии 50-55

л

Дж/см удаляется оксидный слой, затем с целью удаления образовавшихся кратеров облучают электронным пучком с более низкой плотностью энергии 20-22 Дж/см [168-170]. Применение сильноточного электронного пучка позволяет удалять за один импульс поврежденные при эксплуатации поверхностные слои толщиной от 5 до 10 мкм при плотности энергии 50-55 Дж/см2.

Поверхностное легирование сталей алюминием с помощью высокоэнергетического пучка позволяет повысить коррозионную стойкость оталей в жидком свинце [171-174].

Образование кратеров на поверхности облучения является нежелательным, поскольку их появление ведет к снижению эксплуатационных характеристик деталей. Явление кратерообразования было исследовано экспериментально в работах [95, 175-176] и теоретически - в работах [177-179]. В них приведена классификация кратеров по форме, установлены их критические размеры (диаметр и глубина), определены

I РСССИИСКЛЙ J ¡г'г

I

возможные причины формирования и изучено влияние предварительной обработки поверхности на вероятность кратерообразования. Показано, что наиболее вероятными механизмами образования кратеров при воздействии на материалы импульсных электронных пучков являются: избирательное плавление и последующая эрозия отдельных участков поверхности вследствие разности температур плавления фаз; избирательное плавление и плазмообразование, обусловленные высокой степенью неоднородности распределения плотности дислокаций по поверхности в пределах области действия электронного пучка; нестационарное и различное по глубине плавление отдельных участков поверхности с разной ориентацией и взрывная эмиссия с острых участков поверхности. Установлено, что облучение материала сопровождается формированием на поверхности микрократеров, если плотность потока энергии превышает критическое значение.

Изучению влияния низкоэнергетических сильноточных электронных пучков (НСЭП) на материалы посвящены работы [180-228]. Отметим, что к настоящему времени интерес к изучению влияния обработки материалов электронными пучками не ослабевает. Расширяется круг исследуемых материалов, подвергаемых обработке импульсными электронными пучками.

Из тепловых расчетов [180, 181], проведенных для чистого железа, следует, что в результате воздействия НСЭП (15 кэВ; 0,75 мкс; W = 2,3; 3,3; 4,2; 5,2 Дж/см ) скорость нагрева поверхностных слоев материала перед началом плавления составляет ~ 109 К/с. При удалении вглубь материала эта скорость падает, а максимум температуры достигается после окончания импульса. Показано, что с ростом потока энергии (от 2,3 до 5,2 Дж/см2) толщина расплавленного слоя железа и время его существования увеличиваются в пределах 0,7...2,5 мкм и 0,5...3 мкс соответственно. Увеличение толщины расплавленного слоя приводит к уменьшению скорости охлаждения расплава от Ю10 до 109 К/с и скорости движения

фронта кристаллизации от 5 до 2 м/с. Время выравнивания температуры по объему мишени составляет ~10" с. В результате быстрого нагрева тонкого поверхностного слоя возникает волна напряжений. Как показано в [182], волна напряжений имеет биполярный вид и состоит из импульсов сжатия и растяжения. Амплитуда напряжений может достигать ~5 ГПа, что существенно превышает динамический предел текучести железа и его сплавов [183]. Под действием волны напряжений изменяется дислокационная субструктура, причем плотность дислокаций значительно возрастает в приповерхностном слое и монотонно уменьшается по мере удаления от поверхности из-за затухания волны [184-185, 188]. Следует отметить, что при некоторых режимах облучения в результате прохождения волны напряжений в глубь образца формируется периодически упрочненная структура [182185]. В работе [182] показано, что облучение стали 45 электронным пучком (15 кэВ, 0,7 мкс, 2,5 Дж/см ) сопровождается формированием волны напряжения, амплитуда которой достигает 2-2,5 ГПа. Образование волны напряжения обеспечивает упрочнение материала на глубину до 200 мкм, что значительно превышает размер зоны термического влияния (15 мкм). В упрочненных зонах наблюдается повышенная плотность дислокаций, фрагментация кристаллов мартенсита (сталь 45), образование под действием напряжений кристаллов s-мартенсита (аустенитная сталь 110Г13) [182, 185]. Зона термического влияния в стали 45 имеет трехслойное строение [180]. Слои отличаются друг от друга протяженностью в глубину, структурой и фазовым составом. Первый, поверхностный слой глубиной ~ 0,15-0,3 мкм, закаленный из расплава со скоростью порядка Ю10 К/с, состоял из двух прослоек. Поверхностная прослойка толщиной порядка 100 нм состояла из наноразмерных (~30 нм) зерен феррита и аустенита. Вторая прослойка состояла только из зерен а-фазы размером ~200 нм. Отсутствие кристаллов мартенсита в поверхностном слое связано с тем, что размеры зерен аустенита

меньше критического размера зерна для зарождения ос- мартенсита (~0,5 мкм) [186, 187]. Второй промежуточный, слой протяженностью 0,15-0,2 мкм, закаленный со скоростью порядка 109К/с состоял из аустенита и мартенсита. Третий слой протяженностью порядка 5 мкм представлял собой феррито-карбидную смесь, характерную для мартенсита, подвергнутого высокотемпературному отпуску.

Формирование в процессе НСЭП-обработки в поверхностном слое аустенитной стали 12Х18Н10Т высоких термических напряжений приводит к уменьшению среднего размера аустенитного зерна, образованию субзеренной структуры и дислокационной сетчато-ячеистой разориентированной субструктуры внутри субзерен, а также микродвойников деформационного происхождения [188]. В структуре приповерхностных слоев наблюдаются прослойки а - фазы железа. Авторы связывают это с тем, что вклад диффузионных процессов в формирование структуры минимален, поэтому на местах расположения исходных частиц карбида Сг2зСб при их растворении формируются области, насыщенные хромом, при кристаллизации которых образуется а-фаза. Фиксация а - фазы железа наблюдается и при облучение низкоэнергетическим электронным

Л

пучком (2-2,5 мкс, 18кэВ, 8Дж/см ) аустенитной нержавеющей стали 316L после имплантации ионов хрома [189].

Изучение дефектной структуры поверхностного слоя облученного а-железа методом электронно-позитронной аннигиляции [184] показало, что в ней в результате закалки из расплава формируются дефекты вакансионного типа, главным образом, вакансионные кластеры (ди-, тривакансии). Согласно [190], наибольшее количество точечных дефектов первоначально находится на глубине около 1мкм, соответствующей максимуму поглощенной энергии. По мере перераспределения тепла под действием температуры слои материала, расположенные ближе к поверхности, прогреваются быстрее из-за более высокой скорости нарастания температуры в приповерхностных слоях

по сравнению со скоростью отвода тепла. В результате основная доля неравновесных вакансий (дивакансий) устремляется к поверхности. Наиболее легкими путями миграции вакансий являются дислокации и границы зерен. Последнее приводит к образованию на поверхности образца вблизи границы исходного зерна материала областей с пониженной локальной плотностью, что обусловлено концентрацией неравновесные вакансии. Кроме того, показано, что в областях с пониженной плотностью наблюдается сегрегация углерода. С повышением плотности энергии пучка концентрация точечных дефектов и плотность дислокаций в поверхностном слое растет. Максимальные их концентрации наблюдаются при облучении с плотностью энергии 4,2 Дж/см2. Дальнейшее увеличение плотности энергии (5,2 Дж/см ) приводит к частичному отжигу дефектов в процессе НСЭП.

В углеродистых сталях выявлено несколько этапов перлито-аустенитного превращения при высокоскоростном плавлении и кристаллизации поверхностного слоя в результате импульсной электроннолучевой обработки, которые различаются степенью растворения пластин цементита [191, 192]. На начальной стадии вдоль границы раздела карбид/а-фаза формируется зона у-фазы, насыщенная углеродом.. Растворение цементита сопровождается формированием системы расположенных упорядоченным образом дефектов, делящих кристалл на разориентированные фрагменты. Процесс проходит без перемещения межфазной границы карбид/матрица (сохраняется пластинчатая морфология структуры перлита), что указывает на его сдвиговой характер. На второй стадии происходит частичное растворение перлитных колоний и формирование областей обогащенных углеродом, которые при сверхбыстром охлаждении закаливаются с сохранением аустенитной фазы. Завершается процесс превращения перлитной колонии формированием у-фазы, характеризующейся неоднородной зёренной структурой и неоднородным распределением углерода.

Кратковременность (10"6 - 10"4 с) термического воздействия (в отличие от квазинепрерывного лазерного нагрева [7, 8]), высокоскоростные (109 -Ю10) нагрев и охлаждение, реализуемые в условиях ВИЭП и НСЭП-обработок, позволяют фиксировать различные стадии растворения частиц вторых фаз, что дает возможность исследовать механизм растворения частиц. Изучение кинетики жидкофазного растворения субмикронных частиц цементита и специальных карбидов типа М2зСб, М6С глобулярной морфологии показало, что при времени существования расплава ~0,75 мкс (20кэВ; 2,5 мкс; 2,5 Дж/см ) жидкофазное растворение частиц происходит по механизму «на месте» (средний размер и морфология частиц не меняется, отсутствуют закалочные структуры). При ~5,75-6,25 мкс (20 кэВ; 2,5 мкс; >10 Дж/см2) фиксируется объёмное растворение глобул; в объёме материала, прилегающем к глобулярной частице, формируется наноразмерная структура ячеистой и дендритоподобной кристаллизации. При ~7-7,5 мкс и более (130 -170 кэВ; > 60 мкс) - плавление глобул и последующая выравнивающая диффузия углерода приводят к повсеместному мартенситному у—>а -превращению [194-199]. Структура ячеистой кристаллизации наблюдается в материалах, содержащих сравнительно крупные (ё >0,5-1 мкм) глобулярные частицы карбидной фазы. Более того, ячеистая кристаллизация фиксируется в определенном температурно-временном интервале существования расплава, определяемом условиями формирования жидкого раствора, обеспечивающего некоторую критическую концентрацию атомов углерода. Согласно [2, 200] образование ячеистой структуры вблизи поверхности обусловлено развитием нестабильности плоского фронта кристаллизации. Нестабильность связывают с концентрационным переохлаждением расплава на межфазной границе. При к < 1 (коэффициент распределения примеси) примесь в процессе затвердевания будет выталкиваться из растущего кристалла в расплав и перемещаться в приповерхностные

(межкристаллитные) слои, что приведет к пику ее концентрации на поверхности раздела. В процессе кристаллизации приповерхностного слоя, обогащенного примесью, происходит ее выделение из пересыщенного твердого раствора. Это вызывает формирование ячеек, разделенных прослойками второй фазы. Следует отметить, что в структуре поверхностного слоя высокоуглеродистых сталей (У7, 440А, Р6М5) обнаруживается повышенное содержание остаточного аустенита. Стабилизацию у-фазы авторы [195] связывают с термоупругими напряжениями, возникающими в материале при импульсной обработке.

В [201] показано, что высокоскоростная закалка из жидкого состояния приводит к динамической перестройке дефектной субструктуры ферритных и аустенитных сталей. Степень развития данного процесса определяется величиной энергии дефекта упаковки (уд.у.). В материалах с сравнительно высокой Уд.у. (армко-железо, 140-473 мДж/м ) формируется клубково-сетчатая дислокационная субструктура, а в легированных сталях, где уду =15-40 мДж/м2, наблюдается структура динамической рекристаллизации. Установлено, что независимо от типа кристаллической решетки при относительно низкой (15 - 20 мДж/м ) величине уду реализуется механизм

-л

парной коалесценции субзерен, при средних значениях уд.у

(15-20 мДж/м ) -

механизм множественной коалесценции субзерен, при еще более высоких значениях уд.у динамическая рекристаллизация стали протекает путем миграции локальных участков болыпеугловой границы зерен.

Основным механизмом образования микрократеров на поверхности облучения НСЭП является плавление и испарение участков, содержащих легкоплавкие включения (например, МпБ). Многократное воздействие обеспечивает отчистку поверхности от загрязнений и тем самым приводит к сглаживанию исходного рельефа [202-204]. Обработка сталей низкоэнергетическим электронным пучком позволяет повысить их

коррозионную стойкость, микротвердость и износостойкость [197, 202, 204, 205].

Облучение материалов интенсивным низкоэнергетическим электронным пучком (5-25 кэВ, 50-250 мкс, до 100 Дж/см ) сопровождается модификацией поверхностного слоя за счет термического воздействия на глубину до нескольких десятков и сотен микрометров. Толщина расплавленного слоя может достигать 10 мкм и более [206-210]. К сожалению, мало работ посвящено изучению структуры сталей, подвергнутых данному виду воздействия. В работах [206, 209, 210] показано, что воздействие электронного пучка на стали 10895, 12Х18Н10Т, RUSFER-ЕК-181 приводит к значительному увеличению плотности дислокаций в поверхностном слое, перестройке дислокационной субструктуры и уменьшению размера зерен. Подобные изменения в структуре сталей сопровождаются повышением микротвердости поверхностного слоя. В [210, 211] показано, что предварительная электронно-пучковая обработка двух поверхностей позволяет получить высокопрочное соединение при диффузионной сварке сталей 10895 и 12Х18Н10Т. Электронно-пучковая обработка стали 08Х18Н10Т в режиме плавления поверхностного слоя (50мкс, 25 Дж/см) способствует повышению (в 3,5 раза) усталостной долговечности материала. Последнее связано с измельчением зеренной и субзеренной структуры и растворением частиц карбидной фазы в поверхностном слое [212].

После электронно-пучковой обработки (50 мкс, 15 кэВ, 20 Дж/см ) интерметаллида Ni3Al в поверхностном слое толщиной -20 мкм формируется субмикро- и нанокристаллическая структура. Модификация структуры поверхностного слоя интерметаллида привела к повышению прочности и пластичности материала [208]. Формирование субмикро- и нанокристаллической структуры с повышенной нанотвердостью наблюдается

о _

и при облучении (50 мкс, 15 кэВ, 12-20 Дж/см ) титанового сплава ВТ6 [207, 213].

Импульсное электронно-пучковое облучение в диапазоне расчетных параметров позволяет формировать в поверхностном слое металлокерамического сплава (ТлС-№Сг) модифицированную структуру состоящую из карбидных частиц со сниженным уровнем дефектности и нанокристаллической металлической связки. Последнее сопровождается повышением износостойкости металлокерамического сплава, его микро- и нанотвердости, уменьшением коэффициента трения в 1,7 раза [214 - 223].

Еще одним примером применения электронно-пучковой обработки является выглаживание поверхности стали после электровзрывного легирования алюминием, медью [224-228]. Недостатком этого метода является высокий уровень шероховатости поверхности обработки, наличие микрокапель, микротрещин и микрократеров. Помимо выглаживания поверхности электронно-пучковая обработка привела, во-первых, к формированию субмикро и нанокристаллической многофазной структуры в поверхностном слое, во-вторых, к увеличению микротвердости (в 4...6 раз) поверхностного слоя, по отношению к твердости сердцевины, при толщине упрочненного слоя до 40...50 мкм (легирование алюминием) и 10-15 мкм (легирование медью), в-третьих, к увеличению (до 6 раз) износостойкости поверхностного слоя по отношению к износостойкости исходного материала.

Источники низкоэнергетических электронных пучков [229-232] имеют ряд преимуществ перед импульсными лазерами и генераторами мощных ионных пучков, которые используются для решения аналогичных задач. По сравнению с лазерами они имеют существенно больший диаметр пучка (до 10 см) и высокий к.п.д., практически полное поглощение пучка мишенью, существенно меньшую стоимость. По сравнению с генераторами мощных ионных пучков их характеризует рентгенобезопасность и более высокая надежность, обусловленные на порядок меньшим уровнем ускоряющего

напряжения. Меньший уровень ускоряющего напряжения обеспечивает также меньшие габариты и стоимость установки (в 2-3 раза).

1.5. Постановка задачи

Анализ литературных данных, представленных в разделе 1, показывает, что использование импульсных высокоэнергетического (50-130 кэВ, 5-250 мкс) и низкоэнергетического (5-40 кэВ, до 8 мкс) электронных пучков в качестве способа воздействия на структуру и свойства поверхностных слоев металлов и сплавов (в том числе и сталей) способно в определенных условиях приводить к повышению служебных характеристик (коррозионной и износостойкости, усталостной долговечности, микротвердости и т.д.) широкого круга материалов. В 90-х годах прошлого столетия в ИСЭ СО РАН был создан импульсный электронный источник на основе плазменного катода с сеточной стабилизацией плазменной границы, с ранее никем не полученными параметрами электронного пучка (средняя энергия электронов 5-25 кэВ, плотность энергии пучка электронов до 100 Дж/см , длительность импульса воздействия пучка электронов 30-200 мкс, частота следования импульсов воздействия до 10 Гц). Были высказаны предположения, что электронные пучки с указанными параметрами также могут быть успешно использованы для модификации структуры и свойств различного рода материалов.

В связи с этим в настоящей работе был сформулирован ряд задач:

1. Выполнить исследования фазового состава и микроструктуры, формирующихся в результате обработки низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности в приповерхностных слоях конструкционных и инструментальных сталей, подвергнутых различной предварительной термической обработке.

2. Провести исследования эволюции структурно-фазового состояния цементированного слоя, выявить оптимальные режимы

комплексной обработки, заключающейся в науглероживании поверхностного слоя материала, ультразвуковом ударном воздействии и последующей обработке низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности.

3. Выявить влияние обработки низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности на твердость приповерхностных слоев конструкционных и инструментальных сталей, установить оптимальные режимы облучения, способствующие повышению прочностных характеристик материала.

4. Выполнить анализ механизмов упрочнения (разупрочнения) стали, обработанной низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности, и вскрыть физическую природу модификации приповерхностного слоя материала.

5. Выработать рекомендации, позволяющие использовать низкоэнергетические интенсивные электронные пучки микросекундной длительности для обработки поверхности сталей.

2. МАТЕРИАЛ, МЕТОДЫ ОБРАБОТКИ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материал исследования

Для исследования были выбраны углеродистые и легированные стали ферритного класса различного назначения. Химический состав данных сталей приведен в таблицах 2.1.

Таблица 2.1

Химический состав сталей [233]

Марка стали Химический состав, вес. % (остальное - железо)

С N1 Сг 81 Мп Мо V W Со Си

38ХЮМФА 0,33 -0,4 33,5 1,21,5 0,17 0,37 0,250,5 0,350,45 од-0,18 до 0,3

13Х11Н2В2 МФ од-0,16 1,51,8 10,5 -12 до 0,6 до 0,6 0,350,5 0,18 -0,3 1.62 до 0,3

15НЗМА 0,11 0,15 2,83,2 до 0,3 0,15 -0,3 0,30,65 0,89 до 0,3

45 0,45 до 0,3 до 0,3 0,17 0,37 0,50,8 до 0,3

Р6М5 0,82 -0,9 до 0,6 3,84,4 0,20,5 0,20,5 4,85,3 1.72.1 5,56,5 до 0,5 до 0,3

Примечание. Содержание серы и фосфора составляло не более 0,03вес.% каждого элемента для всех представленных выше сталей.

2.2. Предварительная термическая и химико-термическая обработка стали

Использованные в настоящей работе в качестве материалов исследования стали подвергались предварительной термической обработке, целью которой являлось формирование определенной структуры и фазового состава.

Образцы из стали 45 нагревали вместе с печью до температуры 810 °С и выдерживали при данной температуре в течение 20-30 мин. Охлаждение образцов происходило вместе с печью, в результате чего была сформирована феррито - перлитная структура. Образцы имели цилиндрическую форму диаметром 5-10 мм и высотой 7 мм.

Образцы из стали 38ХНЗМФА в виде цилиндров диаметром 12 мм и высотой 5 мм аустенитизировали при температуре 1200 °С в течение 1,5 часа и закаливали в воде. В результате данной обработки в стали формировалась мартенситная структура с относительно крупными средним размером зерен, пакетов и кристаллов мартенсита.

Образцы из стали 13Х11Н2В2МФ подвергались закалке от температуры 1000 °С (1 час) в масло и последующему высокотемпературному отпуску при температуре 660 °С в течение 1,5 ч.

Термообработку образцов из стали Р6М5 проводили по стандартной методике [234]. Закалка от 1200°С в масле с последующим тройным отпуском при температуре 560°С. Выдержка при каждом отпуске 1час.

Образцы из стали 15НЗМА имели форму диска диаметром 48 мм и высотой 7 мм. Данные образцы цементировали в твердом карбюризаторе, толщину цементированного слоя контролировали временем выдержки при температуре цементации. Образцы закладывали в контейнер с карбюризатором, помещали в печь шахтного типа (СШОЛ - 1.1). Производился нагрев печи до температуры 950°С и выдержка при данной температуре в течение 4 часов, после чего печь отключали и контейнер с образцами остывал вместе с печью.

После цементации обе торцевые поверхности дисков части образцов подвергали ударной ультразвуковой обработке, после чего диски разрезали на образцы в виде параллелепипеда размером 7x7x10 мм на электроискровой

установке для последующей электронно-пучковой обработки и структурных исследований.

2.3. Ультразвуковая ударная обработка

Ударное ультразвуковое воздействие на поверхность образцов после цементации производили с помощью установки 160 УЗТК - 18/22 - 0/25 мощностью 200 Вт, которая обеспечивала пластическое деформирование стали на глубину до 700 мкм. Инструмент закрепляли на токарном станке, что давало возможность изменять скорость обработки поверхности за счет изменения скорости вращения образца и скорости подачи. На конце инструмента располагался твердосплавный индентор со сферическим закруглением, который совершал колебания с частотой 22 кГц и амплитудой 15 мкм. Пружина обеспечивала прижим индентора к поверхности образца с усилием 50 - 70 Н. Металлографические исследования зоны пластической деформации после ультразвуковой обработки проводили на образцах, вырезанных из дисков. Эта зона хорошо выявляется на поперечных сечениях после полирования и травления.

2.4. Электронно-пучковая обработка стали

Облучение образцов низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком микросекундной длительности (далее по тексту электронный пучок) проводили на установке «SOLO», разработанной и изготовленной в лаборатории плазменной эмиссионной электроники ИСЭ СО РАН [229, 230]. В состав установки входят: импульсныи электронный источник на основе плазменного катода с сеточной стабилизацией плазменной границы, вакуумная камера с системой откачки, блоки питания электронного источника, стойка управления вакуумной системы и электронного источника.

Схема электронного источника приведена на рис.2.1. Плазменный катод состоит из газоразрядной системы на основе двухступенчатого

дугового разряда низкого давления. При приложении импульса напряжения величиной 5-10 кВ между полым электродом 1, находящимся в поле постоянных магнитов, и катодом 2 инициируется поджигающий разряд. Амплитуда поджигающего тока составляет 10-20 А при длительности импульса 10-20 мкс. С задержкой 1-2 мкс между катодом 2 и полым анодом 3 загорается основной разряд. Постоянное напряжение (5 - 25 кВ) прикладывается между плоским эмиссионным электродом 3 и извлекающим электродом, который соединяется с трубой дрейфа 5. Извлекающий электрод и труба дрейфа заземлены.

10-20 А 10-20 мкс 5-10 кВ

20-200 А 20-200 мкс 100-300 В

20-200А 5-25 кВ

Рис. 2.1. Схема электронного источника.

При приложении ускоряющего потенциала извлечение электронов происходит из центральной части эмиссионного электрода, имеющего отверстие 0 40 мм, закрытое мелкоструктурной сеткой 4. Граница катодной

плазмы стабилизируется мелкоструктурной сеткой, тогда как граница анодной плазмы, создаваемой электронным пучком в трубе дрейфа, остается подвижной.

Электроны пучка транспортируются на коллектор (стол для образцов) в магнитном поле катушек 6. Длительность импульса тока пучка (30-200 мкс) определяется длительностью импульса тока основного разряда. В качестве рабочего газа используется аргон. Давление в вакуумной камере варьируется от 0.5 Па до 3.5-10" Па. Ток пучка варьируется в диапазоне 20-200 А с частотой следования импульсов 0.3-10 Гц. Диаметр отпечатка пучка на поверхности облучаемого образца составляет 1-4 см.

Режимы электронно-пучковой обработки исследуемых в настоящей работе сталей приведены в таблице 2.2 (использованы следующие обозначения: - плотность энергии электронного пучка; т - длительность одного импульса электронного пучка; N - количество импульсов). Частота следования импульсов тока пучка / «0,3 Гц. Рабочий газ - аргон при давлении 0,02 Па.

Таблица 2.2.

Параметры электронно-пучковой обработки стали_

Материал Е8, Дж/см2 т, мкс и, кэВ N

38ХНЗМФА 10 30 18 5, 10, 15, 20, 25, 30

15НЗМА 10 30, 50 18, 15 5

13Х11Н2В2МФ 2, 4, 6, 8, 10 50 15 1

Сталь 45 8, 10, 12 50 15 5

Р6М5 6, 8, 10, 12, 15 50 15 3

2.5. Методики исследования

При выполнении данной работы особое внимание уделялось проведению структурных исследований сталей, подвергнутых электронно-

пучковой обработке. В качестве методов структурных исследований использовали световую, растровую и дифракционную электронную микроскопию, а также рентгеноструктурный анализ.

2.5.1. Металлографические исследования

Металлографические исследования образцов проводили на оптических микроскопах ММР-4 и OLYMPUS GX71 в диапазоне увеличений от х50 до хЮОО при светлопольном изображении. Объектами исследования служили шлифы, приготовленные по стандартным методикам [235]. На первом этапе производилось механическое шлифование образцов на абразивных шкурках с разными размерами абразивных зерен. Затем полирование на мягких материях с добавлением алмазной пасты. Выявление микроструктуры образцов осуществляли методом химического травления. В качестве основного реактива использовали четырехпроцентный раствор азотной кислоты в этиловом спирте (4% HNO3). Выявление структуры проводили путем обработки поверхности шлифа ватным тампоном, смоченным в растворе. Определение размеров зерен и перлитных колоний осуществляли методом случайно брошенных секущих [236].

При анализе состояния карбидной фазы основными измеряемыми величинами являются число частиц на единице площади NA и число частиц на единице длины NL. Для нахождения NA использовали метод сеток; для определения NL - метод произвольно проведенных секущих прямых [237]. Объемная доля частиц, форма которых близка к сферической, оценивалась по формуле [237]:

f=**LL

ЪяМА

2.5.2. Растровая электронная микроскопия

Методами растровой электронной микроскопии проводили исследования структуры поверхности облучения, поверхности хрупкого

разрушения и травленого поперечного шлифа образцов, обработанных различным образом. Для приготовления хрупкого скола образец предварительно надрезали, затем охлаждали в жидком азоте и ломали на две части. Исследования проводили на микроскопе «SEM-515 Philips» при ускоряющем напряжении 30 кВ. При выполнении данной работы формирование изображения осуществлялось во вторичных электронах. Этот режим работы обеспечивает максимальное разрешение микроскопа 10 нм. Фотографирование изображений осуществлялось при увеличении от ~х100 до ~х 10000. Все исследуемые образцы были токопроводящими, поэтому напыление специальных токопроводящих пленок не проводили.

2.5.3. Рентгеноструктурный анализ

Рентгеноструктурный анализ выполнялся на дифрактометрах ДРОН-3,0 и Shimadzu XRD. Съемки ПрОВОДИЛИСЬ в МОНОХрОМаТИЗИрОВаННОМ СОкоГ и Сик<х-излучениях. Монохроматизация излучения осуществлялась LiF монохроматором. Расшифровку полученных рентгенограмм осуществляли с помощью программы PowderCell.

Объемную долю фаз определяли, используя следующее соотношение

[238]:

"V _ ^Тжсп ч, атеор

X

га Т I,

а

Теоретическую интенсивность определяли по формуле [6]:

Заключение диссертации по теме «Физика конденсированного состояния», Денисова, Юлия Александровна

выводы

На основе полученных в работе экспериментальных результатов и их анализа сделаны следующие основные выводы:

1. Выявлено формирование в приповерхностном слое обработанной электронным пучком стали наноразмерной мартенситной структуры -поперечные размеры кристаллов изменяются в пределах 53.91 нм и продольные - 250.650 нм. Такая структура обладает высокой твердостью (~12 ГПа). Показано, что формирование подобной структуры возможно лишь в результате вторичной закалки стали.

2. Установлено, что высокоскоростная закалка из температурного интервала существования твердой фазы отожженной стали, а также легированной стали, подвергнутой закалке и высокотемпературному отпуску, не позволяет получить однофазную однородную структуру. В поверхностном слое формируется многофазная структура, состоящая из а-, у - и карбидной фаз. Формирование однородной наноразмерной закалочной структуры при электронно-пучковой обработке отожженных сталей возможно лишь в режиме устойчивого плавления поверхностного слоя.

3. На основании выполненных структурно-фазовых исследований выявлены режимы электронно-пучковой обработки, позволяющие осуществлять целенаправленное преобразование структуры поверхностного слоя стали конструкционного и инструментального назначения и являющиеся основой для разработки технологии электронно-пучковой обработки сталей. При облучении электронным пучком в интервале л плотностей энергии пучка 2-8 Дж/см (длительность импульса воздействия т = 50 мкс) - структурно-фазовые превращения протекают в твердой фазе; при плотности энергии пучка электронов более 10-12 Дж/см (т = 50 мкс) и 9 Дж/см2 (т = 30 мкс) - в жидкой фазе.

4. Установлены закономерности эволюции морфологии кристаллов мартенсита и частиц карбидной фазы в условиях импульсной электронно-пучковой обработки. Обнаружено явление увеличения степени равноосности кристаллов мартенсита и пластин цементита углеродистой стали, подвергнутой облучению электронным пучком.

5. Показано, что электронно-пучковое облучение цементированной стали 15НЗМА в режиме плавления поверхностного слоя (т = 30 мкс, Е8 = 10 у

Дж/см ) и в режиме начального плавления (т = 50 мкс, Е§ = 10 Дж/см ), приводит к созданию многофазной структуры, состоящей из а-, у- и карбидной фаз. Количественное соотношение объемов, занимаемых этими фазами, зависит от режима облучения. С уменьшением длительности импульса, т.е. с увеличением плотности мощности электронного пучка, количество остаточного аустенита понижается, объемная доля мартенсита увеличивается.

6. Установлено, что облучение цементированной стали, подвергнутой ударной ультразвуковой обработке, электронным пучком в режиме начального плавления поверхности приводит к формированию двухфазной структуры, состоящей из а-фаза в виде зерен и кристаллов мартенсита, а также частиц цементита глобулярной морфологии. Облучение в режиме плавления поверхности сопровождается формированием трехфазной структуры: у-фаза, а-фаза, карбидная фаза. Основной является у-фаза.

7. Показано, что при определенных режимах электронно-пучковой у обработки (Е5=10 Дж/см , т=30 мкс) имеет место существенное (в 1,7 раз) увеличение твердости поверхностного слоя стали. Установлено, что основной причиной повышения твердости поверхностного слоя стали

38ХНЭМФА является многократное уменьшение размеров пакетов (в ~30 раз) и кристаллов мартенсита (в 5. 10).

Заключение

1. При высокоскоростной закалке цементированной стали 15НЗМА из расплава (И = 18 кэВ, х = 30 мкс, Е8 = 10 Дж/см ) и твердофазного состояния (и = 15 кэВ, х = 50 мкс, Е3 = 10 Дж/см ) в поверхностном слое формируется многофазная структура, состоящая из ос-, у- и карбидной фаз. Показано, что в слое, сформировавшемся в результате закалки из жидкого состояния, объемная доля мартенсита больше, а остаточного аустенита меньше, чем в слое, сформировавшемся из твердофазного состояния.

2. Электронно-пучковая обработка сопровождается изменением морфологии частиц карбидной фазы от пластинчатой формы к глобулярной форме.

3. Высокоскоростная кристаллизация расплава, наблюдающаяся при обработке стали 15НЗМА электронным пучком по режиму х = 30 мкс и Е8 = 10 Дж/см2, приводит к образованию структуры ячеистой кристаллизации.

4. Комплексная ультразвуковая и последующая электронно-пучковая обработка цементированной стали в режиме начального плавления поверхности приводит к формированию структуры на основе а-железа в виде зерен феррита и небольших участков со структурой мартенсита без сохранения остаточного аустенита. В режиме плавления поверхности наблюдается подавление процесса у=>а полиморфного превращения железа и «замораживание» в приповерхностном слое образца остаточного аустенита. Последнее обусловлено тем, что предварительная ультразвуковая ударная обработка цементированной стали 15НЗМА приводит к перераспределению атомов углерода в поверхностном слое и деформационному наклепу, оказывая влияние на протекание процессов структурно-фазового преобразования стали при последующей электронно-пучковой обработке.

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Денисова, Юлия Александровна, 2011 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

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

2. Модифицирование и легирование поверхности лазерными, ионными и электронными пучками/ Под ред. Дж. Поута, Г. Фоти и Д. Джекобсона. - М.: Машиностроение, 1987.- 424 с.

3. Рыкалин H.H., Зуев И.В., Углов A.A. Основы электронно-лучевой обработки металлов. - М.: Машиностроение, 1978.- 239 с.

4. Грибков В.А., Григорьев Ф.И., Калин Б.А., Якушин В.Л. Перспективные радиационно-пучковые технологии обработки материалов: Учебник / Под ред. Б.А. Калина. М.: Круглый год, 2001. 528 с: ил.

5. Поболь И.Л. Электронно-лучевая термообработка металлических материалов// Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. -М.: ВИНИТИ, 1990.- Т.24,- С.99-166.

6. Григорьянц А.Г., Шиганов И.Н., Мисюров А.И. Технологические процессы лазерной обработки: Учеб. пособие для вузов / Под ред. А.Г. Григорьянца. - 2-е изд., стереотип. - М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2008. - 664 с: ил.

7. Григорьянц А. Г., Сафонов А. Н. Основы лазерного термоупрочнения сплавов: Учеб. пособие для вузов/А. Г. Григорьянц, А. Н. Сафонов; Под ред. А. Г. Григорьянца. —М.: Высш. шк., 1988. —159 с: ил.

8. Садовский В.Д., Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И., Яковлева И.Л. Лазерный нагрев и структура стали: Атлас микроструктур. -Свердловск: УрО АН СССР, 1989.- 101 с.

9. Терегулов Н.Г., Соколов Б.К., Варбанов Г. Лазерные технологии на машиностроительном заводе.- 1993г.- 263 е., ил.

10. Леонтьев П.А. Чеканова Н.Т., Хан М.Г.Лазерная поверхностная обработка металлов и сплавов. М-: Металлургия. 1986. 142 с.

11. Актуальные вопросы лазерной обработки сталей и сплавов/Под ред. Б.К. Соколова, Н.Г. Терегулова.-Уфа: Изд-во «Технология», 1994,-137 с.

12. Отпуск стали. Бернштейн M.JL, Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. - М.: «МИСИС», 1997. - 336 с.

13. Тескер Е.И., Гурьев В. А. Особенности формирования микроструктуры и свойств поверхностного слоя нормализованной среднеуглеродистой стали 40 при лазерной обработке// Физика и химия обработки материалов.-1993.-№4.-С. 105-109

14. Бернштейн М.Л., Прокошкин С.Д., Крянина М.Н., Бернштейн А.М., Кальнер Ю.В. Структура мартенсита после лазерной закалки стали// ФММ- 1988- Т.65- вып. 4- С.790-795

15. Гурьев В.А., Тескер Е.И. Применение лазерной обработки для формирования структуры поверхностного слоя нормализованной стали 40 с высокими триботехническими и вязкими свойствами//Физика и химия обработки материалов.- 1996.-№1 -С.38-42.

16. Коршунов Л.Г., Макаров A.B., Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Осинцева А.Л. Структура и износостойкость стали У8, обработанной лазером // ФММ. -1988.- Т.66.- вып. 5.- С.948-947.

17. Бровер A.B. Особенности строения зон кристаллизации стали при скоростной лазерной закалке// Материаловедение,- 2008.- №4.-С.30-35

18. Сафонов А Н.. Изучение структуры и твердости поверхности железоуглеродистых сплавов после их оплавления лазерным излучением// Металловедение и термическая обработка металлов.- 1999.- №1.- С.7-10

19. Табатчикова Т.И. Фазовые и структурные превращения при лазерном нагреве стали//Развитие идей академика В.Д. Садовского. Сборник трудов. Екатеринбург, 2008.- С.123-143

20. Табатчикова Т.И. Перекристаллизация и возможность реализации бездиффузионного а^у- превращения при сверхбыстром лазерном нагреве сталей//Физика металлов и материаловедение.- 2008.-Т.105.-№3.-С.294-318

21. Яковлева И.JI., Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И., Мирзаев Д.А., Осинцева A.JI. Мартеиситоподобный бездиффузионный сдвиговой механизм образования аустенита при лазерном нагреве стали с перлитной структурой//Физика металлов и металловедение.-1995.-вып.79.-№6.-С.152-159.

22. Obergfell К., Schulze V., Vohringer О. Classification of microstructural changes in laser hardened steel surfaces// Materials Science and Engineering. - 2003-V.355. -P.348-356.

23. Данильченко B.E., Полъчук Б.Б. Лазерное упрочнение технического железа // Физика металлов и металловедение. 1998.- Т.86, вып. 4.-С.124-128.

24. Волосович П.Ю., Данильченко В.Е., Польчук Б.Б. Структурное состояние армко - железа в зоне воздействия лазерного излучения// Физика металлов и металловедение. 2001.-Т.86, № 6.-С. 58-63

25. Iordanova I., Antonov V., Gurkovsky S. Changes of microstructure and mechanical properties of cold-rolled low carbon steel due to its surface treatment by Nd:glass pulsed laser// Surface and Coatings Technology.-2002.-№153.- 267-275pp.

26. Бровер Г.И., Дьяченко Л.Д., Кацнельсон E.A., Пахолок Т.С., Романовская Л.С. Модифицирование поверхностного слоя сталей лазерным легированием//Упрочняющие технологии и покрытия. - 2007.-№ 3.-С.26-32

27. Trtica M.S., Gakovik В.М. et al. Surfase modification of stainless steel by TEA C02 laser// Applied surface science.- 2001.-№ 177.- P. 48-57

28. d'Oliveira A.S.C.M., Paredes R.S.C., Weber F.P., Vilar R. Microstructural Changes Due to Laser Surface Melting of an AISI 304 Stainless Steel//Materials Research.- 2001.- Vol. 4,- No. 2.- 93-96 pp.

29. Макаров A.B., Коршунов Л.Г., Малыгина И.Ю., Осинцева А.Л. Влияние лазерной закалки и последующей термической обработки на

структуру и износостойкость цементированной стали 20ХНЗА//Физика металлов и металловедение.- 2007.- Т. 103.- № 5.- С.536-548

30. Бровер A.B., Пустовойт В.Н., Магомедов М.Г. Лазерное упрочнение штампового инструмента для пробивки отверстий в машинных иглах// Упрочняющие технологии и покрытия.- 2006.- № 10.-С.15-18

31. Козырь И.Г., Бабкин В.Ю. Кинетика образования аустенита и формирование структуры в железоуглеродистых сплавах при импульсном нагреве// Физика и химия обработки материалов.- 2000.-№6 -С. 81-86.

32. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1978. -647 с.

33. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. - М.: Металлургия, 1978. -392 с.

34. Изотов В.И., Хандаров П.А. Классификация мартенситных структур в сплавах на основе железа// ФММ.- 1972.-Т.34, №2- С.332-338.

35. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Морфология мартенситной фазы в низко- и среднеуглеродистых сталях/ЛГермическая обработка и физика металлов. -1990.- №15.- С. 27-34.

36. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Электронно-микроскопический анализ мартенситной фазы стали 38ХНЗМФА//Известия ВУЗов. Черная металлургия.- 1991.- №8.- С. 38-41.

37. A.B. Бровер, В.Н. Пустовойт. О локализованных напряжениях в лазерно-облученной поверхности металлических материалов// Упрочняющие технологии и покрытия.- 2010.- № 1.-С. 3-7

38. Бровер A.B., Дьяченко Л.Д. К вопросу о локальной пластической деформации при поверхностной обработке металлических материалов концентрированными потоками энергии//Известия высших учебных заведений. Северо-Кавказский регион. Серия: Технические науки.-2005.-№4.-С.66-69.

39. Бровер A.B. Проявление эффектов локальной пластической деформации в поверхностных слоях стали при обработке

концентрированными потоками энергии //Упрочняющие технологии и покрытия,- - 2006.-№7.- С.27-31.

40. Варавка В.Н. Динамический анализ эволюции дефектной среды металлического сплава в условиях сверхбыстрого охлаждения// ФММ.-2006.-Т.102, №1- С.5-13.

41. Варавка В.Н. Динамическое прогнозирование структуры металлического сплава при импульсной поверхностной обработке//Упрочняющие технологии и покрытия.- - 2007.-№3.- С.32-39.

42. Д.М. Гуреев. Лазерно-ультразвуковое упрочнение поверхности стали/ЯСвантовая электроника.- 1998.-Т.25.- № 3 - С.282-286.

43. Бровер A.B. Повышение эффектов лазерного упрочнения сталей путем ультразвукового воздействия//Материаловедение.- 2007.-№6.- С.47-51.

44. Бровер A.B. Структурное состояние поверхностных слоев стали Х12М после лазерно-аккустической обработки//Вестник машиностроения. -2008.-№11.- С.67-69.

45. Гуреев Д.М. Лазерно-ультразвуковое формирование расплавов в быстрорежущих сталях//Квантовая электроника.- 1994.- Т.21- № 9.- С.810-812.

46. Гуреев Д.М. Структурообразование при лазерно-ультразвуковом расплавлении поверхности быстрорежущих сталей// Физика и химия обработки материалов.- 1998.- №2.- С.41-44.

47. Гуреев Г.Д., Гуреев Д.М. Совмещение лазерного и ультразвукового воздействий для термообработки поверхности стали// Вестн. Самар. Гос. Техн. Ун-та. Сер. Физико-математические науки.- 2007.- № 1(14).-С.90-95.

48. Бровер A.B. Особенности лазерной упрочняющей обработки деталей машин и инструмента//Упрочняющие технологии и покрытия.- -2008.-№6.- С. 12-16.

49. Морозов В.В., Югов В.И., Шлегель А.Н. Исследование износостойкости упрочненных лазерным излучением кромок деталей формовых комплектов для литья стеклотары//Упрочняющие технологии и покрытия.- - 2007.-№7.- С.52-56.

50. Милосердии В.Ю., Мищенко А.Ю., Самосадный В.Т. Влияние лазерного облучения на эксплуатационные характеристики электротехнических сталей анизотропного класса//Физика и химия обработки материалов.- 2006.- №6.- С. 12-16.

51. Сафонов А.Н., Алексенко С.И. Влияние лазерной обработки на износостойкость сталей//металловедение и термическая обработка металлов.-1998.-№10.- С. 10-12.

52. Яресько С.И. Апробация в производственных условиях результатов моделирования процесса резания инструментом, упрочненным лазерным излучением//Упрочняющие технологии и покрытия.- - 2007.-№8.-С.8-13.

53. Лапетва В.Г., Куксенова Л.И., Алисин В.В. Влияние лазерной обработки на структуру поверхностных слоев конструкционных сталей и их износостойкость//проблемы машиностроения и надежности машин.-2009.-№2,- С. 79-84.

54. Colaco R., Vilar R. On the influence of retained austenite in the abrasive wearbehaviour of a laser surface melted tool steel// Wear.- 2005.-№258,-225-223pp.

55. Conde A., Garsia I., J.J. de Damborenea. Pitting corrosion of 304 stainless steel after laser surface melting in argon and nitrogen atmosphere// Corrosion science.-2001.- №43.- 817-828 pp.

56. Гуреев Г. Д., Гуреев Д. М. Влияние лазерной и лазерно-ультразвуковой обработок на изменение износостойкости поверхностей трения стали// Вестн. Сам. гос. техн. ун-та. Сер.: Физ.-мат. науки. - 2007. - № 2 (15).-С. 138-144.

57. Heitkemper M., Fischer A., Bohne Ch., Pyzalla A. Wear mechanisms of laser-hardened martensitic high-nitrogen-steels under sliding wear//Wear.-2001,-№250.- 477-484pp.

58. Carboni C., Peyre P., Ranger G.B.E., Lemaitre C. Influence of high power diode laser surface melting on the pitting corrosion resistance of type 316L stainless steel//Journal of materials science.-2002.-№37. 3715 - 3723pp.

59. Lo K.H., Cheng F.T., Kwok C.T., Man H.C. Effects of laser treatments on cavitation erosion and corrosion of AISI 440C martensitic stainless steel//Materials Letters.-2003.- №58.- 88 - 93pp.

60. Sagaro R., Ceballos J.S., Blanco A., Mascarell J. Tribological behaviour of line hardening of steel U13A with Nd:YAG laser// Wear.- 1999.-№225-229.- 575 - 580pp.

61. Narendra R. S., Dahotre B. Tribology of laser modified surface of stainless steel in physiological solution// Journal of materials science.-2005.-№40. 5619- 5626pp.

62. Kwok C.T., Man H.C., Cheng F.T. Cavitation erosion and pitting corrosion behaviour of laser surface-melted martensitic stainless steel UNS S42000//Surface and Coatings Technology.- 2000.-№126.- 238-255pp.

63. Mahmoudi B., Torkamany M.J., Sabour Rouh Aghdam A.R., Sabbaghzade J. Laser surface hardening of AISI 420 stainless steel treated by pulsed Nd:YAG laser//Materials and Design.-2010.- Vol.31.- №5.- 2553-2560pp.

64. Lo K.H., Chenga F.T., Man H.C. Laser transformation hardening of AISI 440C martensitic stainless steel for higher cavitation erosion resistance//Surface and Coatings Technology.- 2003.- №173.- 96 - 104pp.

65. Ho J.Sh., Young T.Y. Microstructural and hardness investigation of hot-work tool steels by laser surface treatment// Journal of materials processing technology.- 2008.- № 201.- 342-347pp.

66. Kwok C.T., Cheng, F.T., Man H.C. Microstructure and corrosion behavior of laser surface-melted high-speed steels//Surface & Coatings Technology.- 2007,- №202.- 336-348pp.

67. Chong P.H., Liu Z., Wang X.Y., Skeldon P. Pitting corrosion behaviour of large area laser surface treated 304L stainless steel// Thin Solid Films.- 2004.- №453 -454.- 388-393pp.

68. Бровер Г.И., Дьяченко Л.Д., Кацнельсон E.A., Пахолок Т.С., Романовская Л.С. Модифицирование поверхностного слоя сталей лазерным легированием// Упрочняющие технологии и покрытия.- 2007.- № 3.-С.26-32

69. Амулявичюс А., Сипавичюс Ч., Даугвила А., Давидонис Р. Исследоване лазерного легирования стали 8Х4ГВ2ФН2С2Ю хромом// ФММ.- 2001.-Т.92." №3.- С. 52-58.

70. Белашова И.С., Шашков Д.П. Изменение механических и тепловых характеристик инструментальных сталей при лазерном легировании// Упрочняющие технологии и покрытия.- 2007.- № 4.- С.39-43.

71. Белашова И.С., Тарасова Т.В. Исследование кинетики массопереноса при лазерном легировании конструкционных сталей углеродом и кремнием в режиме оплавления поверхности// Упрочняющие технологии и покрытия.- 2007.- № 4.- С.34-38.

72. Kulka M., Pertek A. Microstructure and properties of borided 41Cr4 steel after laser surface modification with re-melting// Applied Surface Science.-2003.-№214.- 278 -288pp.

73. Kulka M., Pertek A. Microstructure and properties of borocarburized 15CrNi6 steel after laser surface modification// Applied Surface Science.- 2004.-№236.- 98- 105pp.

74. España F.A., Baila V. К., Bandvopadhyay A. Laser surface modification of A1S1 410 stainless steel with brass for enhanced thermal properties// Surface & Coatings Technology.- 2010.- №204.- 2510-2517pp.

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

76. Пранявичус Л., Дубонис Ю. Модификация свойств твердых тел ионными пучками. - Вильнюс: Мокслас, 1980. - 242 с.

77. Валяев А.Н., Погребняк А.Д., Кишимото Н., Ладысев B.C. Модификация свойств материалов и синтез тонких пленок при облучении интенсивными электронными и ионными пучками. - Усть-Каменогорск: Изд-во ВКТУ, 2000. - 345 с.

78. Valyaev A.N., Ladysev V.S., Pogrebnjak A.D., Valyaev A.A., Plotnikov S.V. Comparative analysis of radiation damages, mechanical and tribological properties of a-Fe exposed to intense-pulsed electron and ion beams// Nuclear Instruments and Methods in Physics Research В.- 2000.- №161-163.- pp. 1132-1136.

79. Valyaev A.N., Ladysev V.S., Mendygaliev D.R., Pogrebnjak A.D., Valyaev A.A., Pogrebnjak N.A. Defects in a-Fe induced by intense-pulsed ion beam (IPIB)// Nuclear Instruments and Methods in Physics Research В.- 2000.-№171.-pp. 481-486.

80. Rej D.J., Davis H.A., Nastasi M., Olson J.C. et al. Surface modification of AISI-4620 steel with intense pulsed ion beams// Nuclear Instruments and Methods in Physics Research В.- 1997.- №127-128.- pp. 987-991.

81. Shulov V.A., Novikov A.S., Paikin A.G., Belov A.B., Lvov A.F., Remnev G.E. Crater formation on the surface of refractory alloys during highpower ion-beam processing// Surface & Coatings Technology.- 2007.-№ 201.- pp. 8654-8658

82. Shulov V.A., Nochovnaya N.A. Fatigue strength of metals and alloys modified by ion beams// Surface and Coatings Technology.- 2002.- № 158 -159.-pp.33-41.

83. Shulov V.A., Nochovnaya N.A. Crater formation on the surface of metals and alloys during high power ion beam processing// Nuclear Instruments and Methods in Physics Research В.- 1999.-148.- pp.154-158.

84. Третьяк M. В., Тюменцев A. H., Коротаев А. Д., Ремнев Г. E., Исаков И. Ф. Особенности релаксации механических напряжений, генерируемых мощными ионными пучками в ванадиевом сплаве// ФММ.-2000.-Т. 89.-№4.-С. 78-35.

85. Погребняк А. Д., Кульментьева О.П. Структурно-фазовые превращения в поверхностных слоях и свойства металлических материалов после импульсного воздействия пучков частиц// ФИЛ.- 2003.- Т.1.- №2.-С.108-136.

86. Валяев А.Н., Погребняк А.Д., Лаврентьев В.И., Волков С.Н., Плотников С.В. Влияние градиента давления ударной волны в a-Fe, облученном мощным ионным пучком, на появление максимума микротвердости на больших глубинах// Письма в ЖТФ.- 1998.-Т. 24, № 3.-С.47-53.

87. Валяев А.Н., Погребняк А.Д., Братушка С.Н., Лаврентьев В.И., Волков С.Н., Плотников С.В. Влияние градиента давления ударной волны в a-железе, облученном мощным ионным пучком, на появление максимума микротвердости// Письма в ЖТФ.- 1998.-Т. 24, № 20,- С.72-77.

88. Mei Х.Нао Sh., Ма Т., Wang Y., Liu Zh. Microstructure and wear resistance of high-speed steel treated with intense pulsed ion beam// Nuclear Instruments and Methods in Physics Research В.- 2005,- №239.- pp. 152-158.

89. Valyaev A.N., Kylyshkanov M.K., Pogrebnjak A.D., Valyaev A.A., Plotnikov S.V. Modification of mechanical and tribological properties of R6M5 steel and Be by intense pulsed-ion and pulsed-electron beams// Vacuum.- 2000.-№58.- pp. 53-59.

90. Akamatsu H., Ikeda Т., Azuma К., Fujiwara E., Yatsuzuka M. Surface treatment of steel by short pulsed injection of high-power ion beam// Surface and Coatings Technology.- 2001.- № 136.- pp. 269-272.

91. Wang X., Han X.G., Lei M.K., Zhang J.S. Effect of high-intensity pulsed ion beams irradiation on corrosion resistance of 316L stainless steel// Materials Science and Engineering A.- 2007.- №457.- pp.84-89.

92. Wang X., Zhu X.P., Lei M.K., Zhang J.S. Influence of high-intensity pulsed ion beam irradiation on the creep property of 316 L stainless steel// Nuclear Instruments and Methods in Physics Research В.- 2007.- №259.- pp. 937-942.

93. Shulov V.A., Novikov A.S., Paykin A.G., Bytzenko O.A., Remnev G.E. Oxidation Resistance of Refractory Alloys Modified by Ion Beams// proceedings of 10th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2010, pp. 430 - 434.

94. A.B. Петров, H.M. Полковникова, А.И. Рябчиков, B.B. Сохорева Массоперенос первоначально имплантированной примеси в металлах примногократном воздействии мощных ионных пучков// Известия Томского политехнического университета.- 2004.- Т. 307.- № 4.- С.71-74.

95. Пайкин А.Г., Шулов В.А., Энгелько В.И., Ткаченко К.И., Крайннков А.В., Львов А.Ф., Теряев А.Д. Кратерообразование на поверхности деталей из жаропрочной стали 15Х16К5Н2МВФАВ-Ш при облучении сильноточными импульсными электронными пучками//Упрочняющие технологии и покрытия.- 2006.- № 10.- С. 9 - 14.

96. Диденко А.Н., Шаркеев Ю.П., Козлов Э.В. Рябчиков А.И. Эффекты дальнодействия в ионно-имплантированных металлических материалах: Томск: Изд-во НТЛ, 2004. - 328 с.

97. Легирование полупроводников ионным внедрением: Пер. с анг. под ред. B.C. Вавилова и В.М. Г усева. - М.: Мир, 1971. - 531 с.

98. Машков Ю.К., Полещенко К.Н., Поворознюк СН., Орлов П.В. Трение и модифицирование материалов трибосистем. - М.: Наука, 2000. -280 с.

99. Комаров Ф.Ф., Новиков А.П. Ионно-лучевое перемешивание при облучении металлов // Итоги науки и техники. Сер. Пучки заряженных частиц и твердое тело. Распыление / Науч. ред. Ю.В. Мартыненко. - М.: ВИНИТИ, 1993. -Т.7. - С.54-81.

100. Homewood K.P., Reeson K.J., Gwilliam R.M., Kewell A.K., Lourenco M.A., Shao G., Chen Y.L., Sharpe J.S., McKinty C.N., Butler T. Ion beam synthesized silicides: growth, characterization and devices // Thin Solid Films, 2001,v.381,p.l88-193.

101. Распыление твердых тел ионной бомбардировкой / Под ред.Р. Бериша. Пер. с англ. под ред. В.А. Молчанова. - М.: Мир, 1986. - Вып. II. -488 с.

102. Беграмбеков Л.Б. Разрушение поверхности твердых тел при ионном и плазменном облучении. -М.: МИФИ, 1987. - 77 с.

103. Плетнев В.В. Современное состояние теории физического распыления неупорядоченных материалов // Итоги науки и техники. Сер. Пучки заряженных частиц и твердое тело. Распыление / Науч. ред. Ю.В. Мартыненко. -М.: ВИНИТИ, 1993. - Т.7. - С.4-53.

104. Раджабов Т.Д., Искандерова З.А., Лифанова Л.Ф., Камардин А.И. Модификация свойств поверхности материалов и покрытий ионным облучением. - Ташкент: Фан, 1993. - 201 с.

105. Валяев А.Н., Геринг Г.И., Месяц Г.А. и др. Способ очистки поверхности твердого тела. A.C. №549046 МКИ Н01 L21/263 (приоритет от 25.09.75).

106. Комаров Ф.Ф. Физические процессы при ионной имплантации в твердые тела. - Минск: УП Технопринт, 2001. - 392 с.

107. Лейман К. Взаимодействие излучения с твердым телом и образование элементарных дефектов: Пер. с англ. Г.И. Бабкина. - М.: Атомиздат, 1979. - 296 с.

108. Якушин В.Л. Модифицирование и повреждение материалов потоками высокотемпературной импульсной плазмы. - Автореферат диссертации доктора наук. - М.: МИФИ, 2006. - 46 с.

109. Калин Б.А., Польский В.И., Шишкин Г.Н., Якушин В.Л. и др. Изменение структуры металлов при воздействии импульсных концентрированных потоков энергии // Радиационная стойкость материалов атомной техники. — М.: Энергоатомиздат, 1989. - С. 50-61.

110. Калин Б.А., Польский В.И., Якушин В.Л. и др. Радиационная повреждаемость и модификация материалов при воздействии импульсных потоков плазмы // ФиХОМ. - 1991. - №2. - С. 20-30.

111. Калин Б.А., Польский В.И., Якушин В.Л. и др. Модификация структуры и механических свойств материалов при обработке импульсными потоками плазмы // ВАНТ: Физика радиац. повреждений и радиац. материаловедение. - 1991. - Вып. 1 (55). - С. 108-112.

112. Калин Б.А., Якушин В.Л., Польский В.И. Модификация металлических материалов при обработке потоками высокотемпературной импульсной плазмы // Известия ВУЗов. Физика. - 1994. - №5. - С. 109-126.

113. Якушин В.Л., Калин Б.А., Польский В.И. и др. Поверхностное легирование металлов с использованием потоков высокотемпературной плазмы // Известия РАН: Металлы. - 1994. - №6. - С.74-82.

114. Калин Б.А., Якушин В.Л., Волков Н.В. Исследование радиационной эрозии конструкционных материалов ТЯР // Физика металлов и металловедение. - 1996. -Т.81. - Вып. 6. - С. 158-162.

115. Kaiin В.А., Yakushin V.L., Vasiliev V.l., Tserevitinov S.S. Use of high temperature pulsed plasma fluxes in modification of metal materials // Surface Coatings and Technology. - 1997. - V.96, №1. - P. 110-116.

116. Якушин В.JI. Поверхностное упрочнение углеродистых и низколегированных сталей потоками высокотемпературной импульсной плазмы // Технология машиностроения. - 2004. - №5. - С.38-43.

117. Якушин В.Л. Модифицирование углеродистых и низколегированных сталей потоками высокотемпературной импульсной плазмы // Металлы. - 2005. - №2. - С. 12-21.

118. Самойлова Е.В., Якушин В.Л. Влияние состава потоков высокотемпературной импульсной плазмы на структурно-фазовое состояние, поверхностное упрочнение и коррозионную стойкость сталей // Металлы. -2005. - №4. - С.88-94.

119. Якушин В.Л., Калин Б.А., Джумаев П.С. и др. Повышение коррозионной стойкости стали ЭП823 в жидком свинце путем ее обработки потоками высокотемпературной импульсной плазмы//Вопросы атомной науки и техники.- 2005.- №3.- С. 128-133.

120. Калин Б.А., Волков Н.В., Якушин В.Л. Радиационно-пучковое воздействие - метод создания градиентного структурно-фазового состояния в материалах атомной техники// Вопросы атомной науки и техники.- 2007.-№2.- С. 164-171.

121. Yakushin V.L., Kalin В.A., Skrytnyi V.I., Bulanov I.A. Modification of carbon- and low-alloyed steels by hight temperature pulsed plasma fluxes// proceedings of 1th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2000, pp. 295 - 298.

122. Yakushin V., Kalin В., Dzumaev P., Polsky V. Surface alloying of thin - walled tube sections using high temperature pulsed plasma fluxes// proceedings of 7th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2004, pp. 305 - 308.

123. Kalin B.A., Volkov N.V., Yakushin V.L. Formation of a gradient structural-phase state in materials under a radiation-beam action// proceedings of

8th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2006, pp. 202 - 206.

124. Yakushin V.L., Kalin B.A., Polsky V.I., Dzhumaev P.S., Kyi Linn Hlaing, Sevryukov O.N. Investigation of the structural-phase state of cladded steels treated by pulsed plasma flows// proceedings of 9th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2008, pp. 693 - 696.

125. В.Л.Якушин, Б.А.Калин, П.С.Джумаев, М.Г.Исаенкова и др. Влияние импульсной обработки потоками высокотемпературной плазмы на повышение коррозионной стойкости хромистой ферритно-мартенситной стали в жидком свинце// Физика и химия обработки материалов.- 2005.-№4.-С.33-45.

126. Yakushin V.L., Kalin В.A., Polsky V.I., Dzhumaev P.S. Influence of high temperature pulsed plasma flows treatment on the corrosion resistance of steels// proceedings of 8th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2006, pp. 280 - 283.

127. Морозов А.И. Принципы коаксиальных (квази)стационарных плазменных ускорителей (КСПУ). // Физика плазмы, 1990, т. 16, №2, с. 131146.

128. Морозов А.И. О процессах в магнитоплазменном компрессоре (МПК). Физика плазмы, 1975, т.1, № 2, с. 179-191.

129. Anishchik V.M., Uglov V.V., Astashynski V.V., Astashynski V.M., Ananin S.I., Kostyukevich E.A., Kuzmitski A.M., Kvasov N.T., Danilyuk A.L., Rumianceva I.N. Compressive plasma flows interaction with steel surface: structure and mechanical properties. // Vacuum, 2003, v. 70, No.2-3, p.269-274.

130. Uglov V.V., Anishchik V.M., Astashynski V.V, Astashynski V.M., Ananin S.I., Askerko V.V., Kostyukevich E.A., Kuz'mitski A.M., Kvasov N.T., Danilyuk A.L. The effect of dense compression plasma flow on silicon surface morphology // Surf. Coat. Technol. - 2002, - v.158-159. - P.273-276.

131. Cherenda N.N., Uglov V.V., Anishchik V.M., Stalmashonak A.K., Astashinski V.M. Structure-phase transformations in high-speed steel treated by compression plasma flow// Vacuum.- 2005.- №78.- pp.483-487

132. Uglov V.V., Cherenda N.N., Anishchik V.M., Stalmashonak A.K., Astashinski V.M., Mishchuk A.A. Formation of alloying layers in a carbon steel by compression plasma flows// Vacuum.- 2007.- №81.- pp. 1341-1344

133. Углов B.B., Анищик B.M., Асташинский B.B. и др. Модификация структуры и свойств поверхностных слоев углеродистых сталей при воздействии компрессионного плазменного потока // Физика и химия обработки материалов 2002,№3,с.23-28.

134. Astashynski V.M., Ananin S.I., Askerko V.V. and et al. Materials surface modification using quasi-stationary plasma accelerators// Surface and Coatings Technology.- 2004.- V. 180-181.- pp.392-395.

135. Углов В.В., Анищик В.М., Асташинский B.B. и др. Изменение микроструктуры и механических свойств железа в результате воздействия компрессионного плазменного потока // Физика и химия обработки материалов 2004. - №4. - С.37-42.

136. Углов В.В., Анищик В.М., Стальмошенок Е.К. и др. Поверхностная обработка инструментальных сталей плазменными потоками квазистационарного ускорителя // Физика и химия обработки материалов 2004. - №5. - С.44-49.

137. Черенда Н.Н., Углов В.В., Асташинский В.М., Пунько А.В., Торват Г., Штрицкер Б. Модификация элементного и фазового состава быстрорежущей стали Р18 компрессионным плазменным потоком // Вакуумная техника и технология.- 2005.- Т. 15.- № 1.- С.29-35.

138. UglovV.V., CherendaN.N., AnishchikV.M., Stalmashonak A.K., Kononov A.G., Petuhov Yu.A., Astashynski V.M., Kuzmitski A. M. Surface alloying of metals using a quasi-stationary plasma accelerator // J. High Temp. Mater. Proces.- 2007.- v.ll.- No.3.- pp.383-392.

139. Cherenda N.N., Uglov V.V., Anishchik V.M., Stalmashonak A.K. and et al. Modification of AISI M2 steel tribological propertiesby means of plasma mixing//Vacuum.- 2007.- №81.- pp. 1337-1340

140. Uglov V.V., Anishchik V.M., Astashynski V.V., Stalmoshenok E.K., Rusalsky D.P., Cherenda N.N., Rumyanceva I.N., Askerko V.V., Kuz'mitski A.M. Structure-phase transformation of high speed steel by various high intensity ionplasma treatments // Surf. Coat. Technol.- 2004.- v. 180-181,- pp. 108-112.

141. Асташинский В.В., Углов В.В., Румянцева И.Н. Структура и фазовый состав инструментальной стали У8А, обработанной компрессионным плазменным потоком //Вакуумная техника и технология.-2008.- Т. 18.- №2.- 95-102.

142. Углов В.В., Анищик В.М., Черенда Н.Н. и др. Структурно-фазовое состояние системы титан-сталь, облученной компрессионным плазменным потоком азота // Физика и химия обработки материалов 2005. -№2. - С.36-41.

143. Углов В.В., Черенда Н.Н., Стальмошенок Е.К. Элементный и фазовый состав системы цирконий/сталь, перемешанной воздействием компрессионных плазменных потоков // Физика и химия обработки материалов 2007. - №1. - С.40-45.

144. Углов В.В., Черенда Н.Н., Тараеюк Н.С., Стальмошенок Е.К., Асташинский В.М., Кузьмицкий A.M., Ухов В.А. Фазообразование в системе титан-хром-сталь при воздействии компрессионных плазменных потоков// Физика и химия обработки материалов.- 2009.- №4.- С.24-28.

145. Uglov V.V., Anishchik V.M., Cherenda N.N. and et al. Mixing of chromium/carbon steel by compressive plasma flows//Vacuum.- 2005.-№78.-pp.489-493.

146. Углов В.В., Анищик В.М., Черенда Н.Н. и др. Влияние температуры отжига на элементный и фазовый состав углеродистой стали,

легированной под действием компрессионных плазменных потоков // Физика и химия обработки материалов 2007. - №6. - С.57-61.

147. Иванов Ю.Ф., Лыков С.В., Ротштейн В Л. Структура приповерхностного слоя предоткольной зоны стали среднеуглеродистой 45, облученной наносекундным мегавольтным сильноточным электронным пучком// Физика и химия обработки материалов.- 1993.- №5.- С.65-67

148. Максимкин О.П., Кадыров Х.Г., Цай К.В., Щербинина Н.В. Дефектная структура стали 12X18111 ОТ, подвергнутой облучению импульсными электронными пучками и деформированию// ФММ- 2004-Т.97- вып. 4- С.42-48.

149. Ефремов A.M., Иванов Ю.Ф., Итин В.И. и др. Объемный характер упрочнения мартенсита под действием мегавольного сильноточного электронного пучка// Письма в ЖТФ.- 1993.- Т. 19.- №2.- С.23 - 27.

150. Иванов Ю.Ф., Кашинская И.С., Лыков С.В. и др. Изменение структуры и свойств углеродистых сталей, облученных высокоэнергетичным электронным пучком длительностью 10"5 - 10"4// Известия ВУЗов. Физика.-1995.-№10.- С.42-49.

151. Валяев А.Н., Погребняк А.Д., Плотников С.В. Радиационно-механические эффекты в твердых телах при облучении высокоинтенсивными импульсными электронными и ионными пучками/ВКТУ,- Усть-Каменогорск,- 1998.- 266 с.

152. Krasnikov V.S., Mayer А.Е., and Yalovets A.P. Stress and dislocation fields in metal target irradiated by ultra short electron beam// proceedings of 10th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2010, pp. 97 - 100.

153. Yalovets A.Y., Volkov N.B., Krasnikov V.S., Leyvi A.Ya., Mayer A.E., Pogorelko V.V., Talala K.A. Dynamical phenomena under the action of intensive energy flowson matter and their role in modification of propertiesof irradiated materials// proceedings of 10th International Conference on

Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2010, pp. 221 -227.

154. 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.83-89.

155. А.В. Markov, V.P. Rotshtein Calculation and experimental determination of dimensions of hardening and tempering zones in quenched U7A steel irradiated with a pulsed electron beam // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research В.- 1997.- № 132.- 79-86 pp.

156. Шулов B.A., Пайкин А.Г., Белов А.Б., Львов А.Ф., Энгелько В.И., Овчинников Д.В. Модификация поверхности деталей из жаропрочных сталей сильноточными импульсными электронными пучками// Физика и химия обработки материалов.- 2005.- №2.- С. 61-70.

157. Shulov V.A., Bytzenko О.A., Teryaev D.A., Teryaev A.D., Engelko V.I., and Tkachenko K.I. The results of tests in content of RD33 gas turbine engine of EP866SH steel compressor blades irradiated with intense pulsed electron beams// proceedings of 10th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2010, pp. 357 - 358.

158. Weisenburger A., Heinzel A., Muller G., Muscher H., Rousanov A. T91 cladding tubes with and without modified FeCrAlY coatings exposed in LBE at different flow, stress and temperature conditions// Journal of Nuclear Materials.-2008.- №376.- 274 -281pp.

159. Быценко О.А., Пайкин А.Г., Шулов B.A., Теряев Д.А., Теряев А.Д., Энгелько В.И., Ткаченко К.И. Результаты испытаний на двигателе РДЗЗ лопаток компрессора из стали ЭП888ш, облученных сильноточным импульсным электронным пучком//труды 8-й международной конференции «Взаимодействие излучений с твердым телом».- 2009.- С. 305-307.

160. Пайкин А.Г., Крайников А.В., Шулов В.А., Быценко О.А., Энгелько В.И., Ткаченко К.И., Чикиряка А.В. Технологические основы модифицирования поверхности деталей из жаропрочных никелевых сплавов с жаростойким NiCrAlY покрытием с применением сильноточных импульсных электронных пучков// Физика и химия обработки материалов,-2008.-№3.- С. 56-60.

161. Shulov V.A., Engelko V.I., Tkachenko K.I., Mueller G., Paikin A.G., Belov A.B., Lvov A.F. The effect of surface treatment with intense pulsed electron beams on the oxidation resistance of Ni-base superalloy turbine blades with NiCrAlY coating// proceedings of 7th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2004, pp. 293 -296.

162. Шулов В.А., Крайников A.B., Пайкин А.Г., Быценко О.А., Энгелько В.И., Ткаченко К.И. Модифицирование жаростойкого вакуумно-дугового покрытия NiCrAlY на поверхности лопаток из жаропрочных никелевых сплавов ЖС6У и ЖС26НК сильноточными импульсными электронными пучками// Упрочняющие технологии и покрытия.- 2009.- № 2-С.37-40.

163. Krainikov A.V., Paykin A.G., Shulov V.A., Bytzenko O.A., Engelko V.I., Tkachenko K.I. Modification of refractory arc-vacuum NiCrAlY coatings deposited on the surface of nickel-base alloy blades with intense pulsed electron beams// proceedings of 9th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2008, pp. 475 - 477.

164. Strauss D., Muller G., Schumacher G., Engelko V., Stamm W., Clemens D., Quaddakers W.J. Oxide scale growth on MCrAlY bond coatings after pulsed electron beam treatment and deposition of EBPVD-TBC//Surface and Coatings Technology.- 2001.- № 135.- 196-201 pp.

165. Andreev A.P., Engelko V.I., Muller G., Nochovnaya N.A., Shulov V.A., Vinogradov M.V. Electron beam technologies for surface modification and

recycling of compressor and turbine blades of aircraft engines// proceedings of 5th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2000, pp. 196 - 201.

166. Shulov V.A.. Paykin A.G., Kraynikov A.V., Lvov A.F., Teryaev A.D., Engelko V.I., Tkachenko K.I. Mechanisms of operating property alterations of a+/?-titanium alloy blades modified by intense pulsed electron beams// proceedings of 8th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2006, pp. 251 - 254.

167. Шулов В.А., Панкин А.Г., Теряев А.Д., Быценко О.А., Теряев Д.А., Энгелько В.И., Ткаченко К.И. Структурные изменения в поверхностных слоях деталей из титановых сплавов ВТ6 и ВТ9 при облучении импульсными электронными пучками// Упрочняющие технологии и покрытия.- 2009.- № 1.- С.29-31.

168. Шулов В.А., Пайкин А.Г., Быценко О.А., Теряев Д.А., Энгелько В.И., Ткаченко К.И. Разработка технологического процесса ремонта и восстановления свойствлопаток компрессора ГТД из жаропрочной стали ЭП866Шс применением сильноточных импульсных электронных пучков//Упрочняющие технологии и покрытия.- 2010.- № 2.-С.23-27

169. Новиков А.С., Пайкин А.Г., Шулов В.А. и др. Разработка электронно-лучевого технологического процесса восстановления свойств лопаток турбины ГТД из сплава жс26нк с жаростойким покрытием МСгА1У//труды 8-ой международной конференции «Взаимодействие излучений с твердым телом».- 2009.- pp. 343 - 345.

170. Шулов В.А., Панкин А.Г., Быценко О.А., Теряев Д.А., Энгелько В.И., Ткаченко К.И. Разработка технологического процесса электроннолучевого ремонта и восстановления свойств лопаток турбины ГТД из сплава ЖС26НК с жаростойким покрытием NiCrAlY// Упрочняющие технологии и покрытия,- 2010.- № 3.-С.34-38

171. Engelko V., Mueller G., Rusanov A.Increasing corrosion resistance of 1.4970 and T-91 steels exposed to heavy liquid metal with the help of microsecond-pulsed intense electron beam// proceedings of 10th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2010, pp. 261 - 264.

172. A. Heinzel, Kondo M., Takahashi M. Corrosion of steels with surface treatment and Al-alloying by GES A exposed in lead-bismuth// Journal of Nuclear Materials.-2006.- № 350.- 264 - 270 pp.

173. Weisenburger A., Muller G., Heinzel A., Jianu A., Muscher H., Kieser M. Corrosion, A1 containing corrosion barriers and mechanical properties of steels foreseen as structural materials in liquid lead alloy cooled nuclear systems// Nuclear Engineering and Design.-2011.- № 241.- pp. 1329-1334.

174. Engelko V., Mueller G., Rusanov A., Markov V., Tkachenko K. et.al. Surface modification/alloying using intense pulsed electron beam as a tool for improving the corrosion resistance of steels exposed to heavy liquid metals// Journal of Nuclear Materials, Accepted Date: 19 April 2011.

175. Панкин А.Г., Шулов B.A., Энгелько В.И., Ткаченко К.И., Крайников А.В., Теряев А.Д., Теряев Д.А. Кратерообразование на поверхности деталей из титановых сплавов при облучении сильноточными импульсными электронными пучками//Упрочняющие технологии и покрытия.- 2007.- № 1.-С. 19-25.

176. Shulov V.A.. Engelko V.I., Kovalev I.Y., Mueller G. Crater creation on the surface of refractory alloy parts during intense pulsed ion and electron beam irradiation//proceedings of 7th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2004, pp. 289 -292.

177. Leyvi A.Y., Mayer A.E., Shulov V.A., Yalovets A.P. The influence of initial target surface state and irradiation parameters on the micro-craters formation// proceedings of 9th International Conference on Modification of

Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2008, pp. 113 -117.

178. Волков Н.Б., Майер A.E., Яловец А.П. О механизме кратерообразования на поверхности твердых тел при воздействии интенсивных пучков заряженных частиц// Журнал технической физики.-2002- Т.72.- Вып. 8.- С.34-43.

179. Волков Н.Б., Майер А.Е., Талала К.А., Яловец А.П. О механизме образования микрократеров на поверхности мишени, облучаемой мощным электронным пучком// Письма в ЖТФ.- 2006.- Т.32.- вып. 10.- С. 20-29.

180. Иванов Ю.Ф., Итин В.И., Лыков С.В., Марков А.Б. и др. Структурный анализ зоны термического влияния стали 45, обработанной низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком// ФММ- 1993-Т.75- вып. 5- С. 103-112.

181. Погребняк А.Д., Ошнер Р., Зекка А., Ротштейн В.П., Михалев А.Д. Изменение дефектной структуры и физико-механических свойств a-Fe, облученного сильноточным электронным пучком// Физика и химия обработки материалов.-1996.-№1.-С. 29-37.

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

183. Марков А.Б., Проскуровский Д.И., Ротштейн В.П. Формирование зоны теплового влияния в железе и стали 45 при воздействии низкоэнергетических сильноточных электронных пучков.- Томск: Изд. ТНЦ СО РАН.- 1993,- 63 с.

184. Proskurovsky D.I., Rotshtein V.P. et al. Physical foundation for surface treatment of materials with low energy, high current electron beams// Surface & Coatings Technology.- 2000.- №125.- 49.....56pp.

185. Gnyusov S.F. Ivanov Yu.F., Rotshtein V.P. Surface and bulk modification of steel 11 OF 13 with low energy, high current electron beams// proceedings of 5th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2000, pp. 240 - 244.

186. Иванов Ю.Ф., Марков А.Б., Ротштейн В.П., Кащенко М.П. Критический размер зерна для зарождения а-мартенсита//ЖТФ.- 1995.- Т.65, вып.З.- С. 98 - 102.

187. Ivanov Yu.F., Kozlov E.V. The effect of size stabilization of carbon steels austenite// proceedings of 7th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2004, pp. 159 -162.

188. Клименов B.A., Иванов Ю.Ф., Перевалова О.Б., Проскуровский Д.И. и др. Формирование структуры и механизмы упрочнения поверхностных слоев нержавеющей стали, обработанной низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком//Физика и химия обработки материалов.- 2001.- №2.- С.41-47.

189. Pryadko E.L., Reuther Н., Shevchenko N., Markov A.B., and Kolitsch A. Phase Composition of 316L Stainless Steel after Electron-Beamlrradiation Followed by Chromium Ion Implantation// proceedings of 10th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2010, pp. 153 - 155.

190. Лаврентьев В.И., Погребняк А.Д., Михалев А.Д. , Погребняк Н.А., Шандрик Р., Зекка А., Цвинтарная Ю.В. Наблюдение сегрегации углерода и эволюции вакансионных дефектов в поверхностном слое железа при воздействии НСЭП// Письма в ЖТФ,- 1998.- Т. 24.- № 9.- С. 13-20.

191. Иванов Ю.Ф. Градиентная структура, формирующаяся в перлитной стали при динамической термической обработке//Проблемы машиностроения и надежности машин.- 2004.- № 2.-55-61.

192. Целлермаер И.Б., Иванов Ю.Ф., Коновалов С.В., Громов В.Е. Формирование структурно фазовых состояний поверхностного слоя стали электронно-пучковой обработкой //Изв. ВУЗов. Черная металлургия.-2007.-№ 8.-С.38-40.

193. Proskurovsky D.I., Rotshtein V.P., Ozur G.E., Ivanov Yu.F., Markov A.B. Physical foundations for surface treatment of materials with low energy, high current electron beams//Surface and Coatings Technology.- 2000.-№125.- 49 - 56 pp.

194. Ivanov Yu.F. Electron-beam micrometallurgy: high-chromium steels// proceedings of 8th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2006, pp. 297 - 300.

195. Guenzel R., Matz W., Ivanov Yu.F., Rotshtein V.P. Pulsed electron-beam treatment of high-speed steel cutting tools: structure-phase transformation and wear resistance// proceedings of 5th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2000, pp. 303 -307.

196. Ivanov Yu.F., Rotshtein V.P., Markov A.B. Solubility of secondary phases and formation of quenched structures in Fe-based alloys by pulsed electron-beam melting// proceedings of 5th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2000, pp. 58 -62.

197. Ivanov Yu., Matz W., Rotshtein V., Gunzel R., Shevchenko N. Pulsed electron-beam melting of high-speed steel: structural phase transformations and wear resistance// Surface and Coatings Technology.- 2002.- №150.- pp. 188 - 198

198. Rotshtein V.P., Proskurovsky D.I., Ozur G.E., Ivanov Yu.F., Markov A.B. Surface modification and alloying of metallic materials with low-energy high-current electron beams// Surface and Coatings Technology.- 2004.- № 180 -181.-pp. 377-381.

199. Kovalenko V.V., Ivanov Yu.F., Rotshtein V.P. Modification of the structure and phase state of a ferrite-cementite composition by an electron beam// proceedings of 7th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2004, pp. 197 - 200.

200. Вайнгард У. Введение в физику кристаллизации металлов/Под ред. Я.С. Усманского.- М.: Издательство «Мир», 1967.-172 с.

201. Ivanov Yu.F. Mechanisms of dynamic rearrangement of the defect substructure of industrial steels// proceedings of 7th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2004, pp. 155- 158.

202. Yu Zh., Wang Z.G., Yamazaki K., Sano S. Surface finishing of die and tool steels via plasma-based electron beam irradiation//Journal of Materials Processing Technology.- 2006.-№ 180.- pp. 246-252.

203. Rotshtein V.P., Ivanov Yu.F., Proskurovsky D.I., Karlik K.V., Shulepov I.A., Markov A.B. Microstructure of the near-surface layers of austenitic stainless steels irradiated with a low-energy, high-current electron beam//Surface and Coatings Technology.- 2004.- №180 -181.- pp. 382-386.

204. Zhang K., Zou J., Grosdidier Т., Dong Ch., Yang D. Improved pitting corrosion resistance of AISI 316L stainless steel treated by high current pulsed electron beam//Surface & Coatings Technology.- 2006.- №201.- 1393 -1400.

205. Proskurovsky D.I., Rotshtein V.P., Ozur G.E. Use of low-energy, high-current electron beams for surface treatment of materials//Surface and Coatings Technology.- 1997.- № 96.- pp. 117-122

206. Melnikova E.A., Shugurov A.R., Panin A.V., Perevalova O.B., Sergeev V.P., Koval N.N. et al. Changes in structure and phase composition of low-activated RUSFER-EK-181 steel under the influence of electron and ion beams// proceedings of 10th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2010, pp. 275 - 277.

207. Ivanov Yu.F., Kolubaeva Yu.A., Teresov A.D., Koval N.N. et al. The role of structural factor in the formation of surface-sensitive properties of the titanium-based alloy// proceedings of 10th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2010, pp. 201 -204.

208. Ovcharenko V.E., Ivanov Yu.F., Boyangin E.N., Yu Bao Hai Effect of electron-beam irradiation on structural-phase state of surface layer, strength, and ductility of Ni3Al intermetallic compound// proceedings of 10th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2010, pp. 345 - 349.

209. Kvasnytskyy V.V., Koval N.N., Ivanov Yu.F., Markashova L.I., Kuznecov V.D., Kvasnytskyy V.F. Application of High-Current Low-Energy Electron Beamin Diffusion Welding of Materials// proceedings of 10th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2010, pp. 676 - 679.

210. Koval N.N., Ivanov Yu.F., Kvasnytskyy V.V., Kvasnytskyy V.F., Markashova L.I. Structure and properties of armco-iron and stainless steel, manufactured by high-current low-energy electronic beam// proceedings of 9th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2008, pp. 274 - 277.

211. Квасницкий B.B., Кузнецов В.Д., Коваль H.H., Иванов Ю.Ф., Тересов А.Д., Маркашова Л.И., Квасницкий В.Ф. Применение сильноточного электронного пучка для модификации поверхности железа, нержавеющей стали и жаропрочного сплава // Электронная обработка материалов. - 2009. -№3.-С. 14-20.

212. Иванов Ю.Ф., Воробьев С.В., Коновалов С.В., Громов В.Е., Коваль Н.Н. Физические основы повышения усталостной долговечности нержавеющих сталей.- Новокузнецк: Изд-во «Интер-Кузбас», 2011.- 302 с.

213. Ivanov Yu.F., Kolubaeva Yu.A., Teresov A.D., Koval N.N., Feng Lu et al. Electron beam nanostructurization of titanium alloys surface// proceedings of 9th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2008, pp. 143 - 146.

214. Колубаева Ю.А., Тересов А.Д., Иванов Ю.Ф. Импульсная электронно-пучковая модификация твердого сплава TiC-NiCr // Сборник материалов II Всероссийской конференция молодых ученых «Физика и

ГТЧ ГГЧ l> W

химия высокоэнергетических систем». - 1омск: Томскии государственный университет. - 2006. - С. 62-67.

215. Григорьев С.В., Иванов Ю.Ф., Коваль Н.Н., Овчаренко В.Е. Структуры динамической рекристаллизации металлокерамики. // Труды V Международной научной конференции «Радиационно-термические эффекты и процессы в неорганических материалах». Томск, Россия 28 июля-4 августа 2006.- С. 72-75.

216. Grigoriev S.V., Ivanov Yu.F., Koval N.N., Devyatkov V.E., Ovcharenko V.E., Psakhie S.G., Chudinov V.A. Pulse electron beam modification of TiC-NiCr hard alloy // Известия ВУЗов. Физика. Приложение. - 2006. -Т.49, №8. - С.307-310.

217. Иванов Ю.Ф., Коваль Н.Н. Низкоэнергетические электронные пучки субмиллисекундной длительности: получение и некоторые аспекты применения в области материаловедения - Гл.13 в книге «Структура и свойства перспективных металлических материалов». - С.345-382 / Под общ. ред. А.И. Потекаева. - Томск: Изд-во HTJI, 2007. - 580 с.

218. Овчаренко В.Е., Иванов Ю.Ф., Баохай Юй. Наноструктурное упрочнение инструментального металлокерамического сплава при электронно-пучковом облучении его поверхности // Перспективные материалы. Спец. выпуск. - 2007, - сентябрь. - С. 450-455.

219. Овчаренко В.Е., Лапшин О.В. Расчет температурного поля в поверхностном слое металлокерамического сплава при электронно-пучковом

облучении// Металловедение и термическая обработка металлов.- 2008.-№5(635).-С.33-37.

220. Овчаренко В.Е., Иванов Ю.Ф. Влияние электронно-импульсного облучения на микроструктуру поверхностного слоя металлокерамического сплава// Металловедение и термическая обработка металлов.- 2008.-№7(637).-С.48-52.

221. Овчаренко В.Е., Иванов Ю.Ф. Трибологические свойства наноструктурированной поверхности металлокерамического сплава на основе карбида титана// Известия Томского политехнического университета,-2008.-Т.313.-№2.-С.114-118.

222. Овчаренко В.Е., Иванов Ю.Ф. Закономерности нагрева, наноструктурной модификации и упрочнения поверхностного слоя металлокерамического сплава при импульсном электронно-пучковом облучении// Известия Томского политехнического университета.-2008.-Т.313.-№3.-С.88-92.

223. . Koval N.N., Ivanov Yu.F., Ovcharenko V.E., Kolubaeva Yu.A., Grigoriev S.V., Teresov A.D. Surface modification of TiC-NiCrAl hard alloy by pulsed electron beam./ЯЕЕЕ transactions on Plasma Science, October 2009, Volume 37, Number 10, pp. 1998-2001.

224. Иванов Ю.Ф., Коваль H.H., Филимонов С.Ю., Колубаева Ю.А., Тересов А.Д., Будовских Е.А., Вострецова А.В., Громов В.Е. Структура и свойства поверхности электронно-пучковой обработки стали, подвергнутой электровзрывному алитированию.//Изв. Вузов. Физика. - 2009. - № 11/2. - С. 161-165.

225. Иванов Ю.Ф., Колубаева Ю.А., Тересов А.Д., Филимонов С.Ю., Вострецова А.В., Будовских Е.А., Громов В.Е. Модификация низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком поверхности стали, легированной электровзрывным методом // Упрочняющие технологии и покрытия. - 2009. - №2. - С.41-45.

226. Иванов Ю.Ф., Тересов А.Д., Филимонов С.Ю., Будовских Е.Ф., Вострецова А.В., Коваль Н.Н., Громов В.Е. Физическая природа повышения прочностных свойств углеродистой стали, подвергнутой электровзрывному алитированию и последующей электронно-пучковой обработке.// Зб1рник наукових праць НУК, - Микола1в: НУК, 2009. - №3 (426). - с. 55-62.

227. Вострецова А.В., Ващук Е.С., Будовских Е.А., Ю.Ф. Иванов, Громов В.Е. Влияние параметров электронно-пучковой обработки на микротвердость поверхности стали 45 после электровзрывного меднения // Материаловедение и термическая обработка металлов. Сб. науч. трудов. -Магнитогорск: ГОУ ВПО «МГТУ», 2009. - С. 209-212.

228. Иванов Ю.Ф., Филимонов С.Ю., Колубаева Ю.А., Тересов А.Д., Громов В.Е., Будовских Е.А. Структурно-фазовый анализ поверхностного слоя стали, подвергнутой электровзрывному легированию медью и последующей электронно-пучковой обработке// Известия Томского политехнического университета.-2011.-Т.318.-№2.-С.106-109.

229. Коваль Н.Н., Щанин П.М., Девятков В.Н. и др. Установка для обработки поверхности металлов электронным пучком // ПТЭ. - 2005. - №1. -С.135-140.

230. Девятков В.Н., Коваль Н.Н., Щанин П.М.. Получение сильноточных низкоэнергетических электронных пучков в системах с плазменным эмиттером // Изв. ВУЗов. Физика. - 2001. - №9. - С.36 - 43.

231. Ozur G.E., Proskurovsky D.I., Karlik K.V. Pulsed electron-beams facility with improved purity of the treatment process // Proc. of 7-th Intern. Conf. on Modification of Material with Particle Beams and Plasma Flows. - Tomsk. Russia, 25-29 Yuly. - 2000. - P.20-23.

232. Озур Г.Е., Проскуровский Д.И., Карлик K.B. Источник широкоапертурных низкоэнергетических сильноточных электронных пучков с плазменным анодом на основе отражательного разряда // ПТЭ. - 2005. - №6. - С.58-65.

233. Марочник сталей и сплавов / Под ред. В.Г. Сорокина. - М.: Машиностроение, 1989. - 640 с.

234. Специальные стали. Учебник для вузов. Голдштейн М.И., Грачев C.B., Векслер Ю.Г. - М.: Металлургия, 1985. - 408с.

235. Способы металлографического травления: Справ, изд.: Пер. с нем. Беккерт М., Клемм X. 2-е изд., перераб. и доп. М.: Металлургия, 1988.С. 400 с ил.

236. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. - М.: Металлургия, 1970. - 376 с.

237. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. - М.: Металлургия. - 1979. - 208 с.

238. Липсон Г., Стипл Г. Интерпретация порошковых рентгенограмм. - Издательство «Мир», перевод с английского E.H. Беловой и Г.П. Литвинской. - 1972. - 384 с.

239. Эндрюс К., Дайсон Д., Киоун С. Электронограммы и их интерпретация. -М.: Мир, 1971. - 256 с.

240. Хирш П., Хови А., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. - М.: Мир, 1968. - 574с.

241. Громов В.Е., Козлов Э.В., Базайкин В.И. и др. Физика и механика волочения и объемной штамповки. - М.: Недра, 1997. - 293 с.

242. Иванов Ю.Ф., В.Н. Девятков, Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.) и др. Градиент структуры и фазового состава стали, облученной электронным пучком микросекундной длительности // Физическая мезомеханика. - Т. 7. -Спец. выпуск. Ч. 2. - 2004. - С. 173 - 176.

243. Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Иванов Ю.Ф., Девятков В.Н., Коваль H.H. Импульсно-периодическая электронно-пучковая обработка закаленной стали // Известия ВУЗов. Черная металлургия - 2007. - №8. - С. 30-34.

244. Иванов Ю.Ф., Коваль Н.Н., Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Григорьев С.В., Девятков В.Н., Тересов А.В., Jly Фэн, Лю Гуаньсюнь, Тан Дживей, Чжан Сяоюнь. Модификация фазового состава и дефектной субструктуры поверхностного слоя сложнолегированной стали методами электронно-пучковой обработки // Известия ВУЗов. Физика. Спец. выпуск. -2007. - Т. 50. - октябрь. - №10/3. - С. 29-34.

245. Иванов Ю.Ф., Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Коновалов С.В., Коваль Н.Н., Громов В.Е. Модификация поверхностного слоя стали при электронно-лучевой обработке // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2008. - №12(642). - С. 10-16.

246. Иванов Ю.Ф., Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Корнет Е.В., Громов В.Е. Формирование тонкой структуры и фазового состава конструкционной стали при закалке // Известия вузов. Черная металлургия. -2009. - №4. - С.23-27.

247. Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Иванов Ю.Ф. Модификация структуры и свойств конструкционной стали электронным пучком микросекундной длительности/ Материалы IX Российской научной студенческой конференции «Физика твёрдого тела»: Томск, 2004.- С.25 — 27.

248. Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.) Структурно-фазовые превращения стали 38ХНЗМФА, обработанной электронным пучком микросекундной длительности/ Материалы научной сессии молодых ученых, организованной научно-образовательным центром «Физика и химия высокоэнергетических систем» при ТГУ Томск, 2004. - С. 134-136.

249. Ivanov Yu.F., Kolubaeva Yu.A. (Denisova Yu.A.), Devyatkov V.N., Krysina O.V., Koval N.N., Schanin P.M. Modification of the Structure and Phase Composition of Structural Steel by a Microsecond Е-Beam/ proceedings of 7th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows Tomsk, Russia, 2004, pp. 236 - 239.

250. Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Девятков В.Н. Модификация структуры и фазового состава стали импульсно-периодическим электронным пучком микросекундной длительности // Межвузовский сборник научных статей молодых ученых, аспирантов, студентов «Физика, радиофизика -новое поколение в науке» - Барнаул: Изд-во Алт. ун-та, 2004 - Вып.4.- С.79-84.

251. Иванов Ю.Ф., Коваль Н.Н., Григорьев С.В., Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.) Структура, фазовый состав и свойства сталей, обработанных низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком субмиллисекундной длительности//Материалы XIII Международной научной школы-семинара, 21-25 августа, 2007 г., Украина, г. Николаев, С. 4246.

252. Григорьев С.В., Коваль Н.Н., Иванов Ю.Ф., Девятков В.Н., Тересов А.Д., Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.) Электронно-пучковая модификация поверхности сталей и твердых сплавов//Труды II Международного Крейнделевского Семинара «Плазменная эмиссионная электроника», Россия, Улан-Удэ, 17-24 июня, 2006 г., с. 113-120.

253. Kolubaeva Yu.A. (Denisova Yu.A.), Tetesov A.D., Ivanov Yu.F., Koval N.N. Modification of Structure and Properties of AISI M2 High-Speed Steel by Pulse Electron Beam // Proc. 9th Intern. Conf. on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows. - Tomsk. -2008. -P.216-219.

254. Ivanov Yu.F., Kolubaeva Yu.A. (Denisova Yu.A.), Teresov A.D., Koval N.N., Semin A.P., Gromov V.E. Transformation regularities of annealed carbon steel structure in the processing by pulse electron beams of micro- and submillisecond length// Electromagnetic fields effect on the structure and characteristics of materials / Book of the International seminar articles, 19-21 may 2009, Institute of Machines Science of the Russian Academy of Sciences Moscow, Ed. by Yu. Baranov, V. Gromov, G. Tang, Novokuznetsk, "Novokuznetskii Polygraphic Center", 2009. - P. 121-138.

255. Курдюмов В.Г., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. - М.: Наука, 1977. - 236 с.

256. Rotshtein V., Ivanov Yu., Markov A. Surface treatment of materials with low-energy, high-current electron beams. Charter 6 in Book "Materials surface processing by directed energy techniques". - P.205-240. Ed. by Y. Pauleau: Elsevier. - 2006. - 763 p.

257. Иванов Ю.Ф., Коваль H.H. Низкоэнергетические электронные пучки субмиллисекундной длительности: получение и некоторые аспекты применения в области материаловедения - Гл.13 в книге «Структура и свойства перспективных металлических материалов». - С.345-382 / Под общ. ред. А.И. Потекаева. - Томск: Изд-во НТЛ, 2007. - 580 с.

258. Статистические методы обработки эмпирических данных. - М.: Издательство стандартов, 1972. - 232 с.

259. Krauss G., Marder A.R. The morphology of martensite in iron alloys //Met. Trans. - 1971. - V.2, N9. - P.2343-2357.

260. Изотов В.И. Морфология и кристаллогеометрия реечного мартенсита // ФММ. - 1972. - Т.34, № I. - С. 123-132.

261. Wakasa К., Wayman С.М. The crystallography and morphology of lath martensite // Proc. Int. Conf. Martensite Transformation. ICOMAT-79. Cambridge. - 1979. - V.l. - P.34-39.

262. Определение пространственной формы и размеров кристаллов мартенсита / Ю.Г.Андреев, Б.Г.Беляков, А.П.Груздев и др. // ФММ. - 1973. -Т.34, № 3. - С.375-382.

263. Sarma D.C. Whiteman J.A., Woodhead J.H. Habit plane and morphology of lath martensite // Met.Science.-1976.-V.10, N11.-P.391-395.

264. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Электронно-микроскопический анализ мартенситной фазы стали 38ХНЗМФА// Известия ВУЗов. Черная металлургия. - 1991. - №8. - С.38-41.

265. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Исследование влияния параметров аустенизации на морфологию мартенситной фазы стали 38ХНЭМФА// ФММ.

- 1991. -№11. -С.202-205.

266. Фрактография и атлас фрактограмм / Справ, изд. Пер. с англ. / Под ред. Дж. Феллоуза. - М.: Металлургия, 1982. - 489 с.

267. ISO 14577:2002. Metallic materials - Instrumented indentation test for hardness and materials parameters.

268. ГОСТ 9450-76 «Измерение микротвердости вдавливанием алмазных наконечников».

269. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. -М.: Металлургия, 1973. - 584 с.

270. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В., Попова Н.А. Фазовые превращения в карбидной подсистеме конструкционной стали при термическом и деформационном воздействиях - Гл.З в книге «Структура и свойства перспективных металлических материалов». - С.31-75 / Под общ. ред. А.И. Потекаева. - Томск: Изд-во HTJI, 2007. - 580 с.

271. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Взаимопревращение карбидных фаз при высокотемпературном отпуске стали 38ХНЗМФА// Известия ВУЗов. Черная металлургия. - 1994. - №12. - С.26-28.

272. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Объемная и поверхностная закалка конструкционной стали - морфологический анализ структуры// Известия ВУЗов. Физика. -2002,- Т.45, №3. -С.5-23.

273. Петров Ю.Н. Дефекты и бездиффузионное превращение в стали.

- Киев: Наукова думка, 1978. -267 с.

274. Рыбин В.В., Малышевский В.А., Олейник В.Н. Структурные превращения при пластической деформации дислокационного мартенсита// ФММ.- 1976.- Т.42, №5.- С. 1042-1050.

275. Иванов Ю.Ф., Корнет Е.В., Козлов Э.В., Громов В.Е. Закаленная конструкционная сталь: структура и механизмы упрочнения. - Новокузнецк: Изд-во СибГИУ, 2010.- 174 с.

276. Трефилов В.И., Моисеев В.И., Печковский Э.П. и др. Деформационное упрочение и разрушение поликристаллических металлов -Киев: Наукова думка, 1987. - 248 с.

277. Мак Лиин Д. Механические свойства металлов. - М.: Металлургия, 1965. - 431 с.

278. Hall Е.О. The deformation and ageing of mild steel: III discussion of results // Proc. Phys. Soc. - 1951. - V.64B. - P.747-753.

279. Petch N.J. The cleavage strength of polycrystals // J. Iron Steel Inst. -1953.-V.I74.-P.25-28.

280. Люке К., Готтштейн Г. Атомные механизмы пластичности металлов / Статическая прочность и механика разрушения сталей: Сб. научных трудов. Пер. с нем. / Под ред. В. Даля, В. Антона. - М.: Металлургия, 1986.-С. 14-36.

281. Даль В. Повышение прочности за счет измельчения зерна / Статическая прочность и механика разрушения сталей: Сб. научных трудов. Пер. с нем. / Под ред. В. Даля, В. Антона. - М.: Металлургия, 1986. - С. 133146.

282. Штремель М.А. Прочность сплавов. Часть II. Деформация. Учебник для ВУЗов. - М.: МИСИС, 1997. - 527 с.

283. Конева H.A., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Структурные уровни пластической деформации и разрушения / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, Сибирское отделение, 1990. - С. 123-186.

284. Предводителев A.A., Современное состояние исследований дислокационных ансамблей // Проблемы современной кристаллографии. -М.: Наука, 1975. - С. 262-275.

285. Orowan E. Symposium on Internal Stresses in metals and Alloys, Inst. Metals. - London. - 1948. - P. 451.

286. Tekin E., Kelly P.M. Tempering of steel Precipitation from iron base alloys.-Gordon: Breach, 1965. - 283 p.

287. Ashby M.F. Physics of Strength and Plasticity. - MIT press Cambridge. - Mass. - 1969. - P. 113.

288. Ridley Т., Stuart H., Zwell L. Lattice parameters of Fe-C austenite of room temperature // Trans.Met.Soc.AIME. - 1969. - V.246, №8. - P. 1834-1836.

289. Vohringer 0., Macherauch E. Structure and Mechanische eigenschaft von martensite // H.T.M. - 1977. - V.32, №N4. - P. 153-202.

290. Диаграммы состояния двойных металлических систем (в трех томах)// Под редакцией академика РАН Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1996.- 992с.

291. Колубаев Е.А., Сизова О.В., Толмачев А.И., Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Иванов Ю.Ф. Девятков В.Н. и др. Модифицирование структуры поверхностного слоя конструкционной стали ударным ультразвуковым и импульсным электронно-лучевым воздействиями // Физическая мезомеханика. - Т. 7. - Спец. выпуск. Ч. 2. - 2004. - С. 165 - 168.

292. Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Иванов Ю.Ф. и др. Структурно-фазовые превращения цементированного слоя стали 15НЗМА, инициированные ударной ультразвуковой обработкой. // Известия ВУЗов. Черная металлургия. - 2007. - №4. - С.46-48.

293. Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Иванов Ю.Ф. Структурно-фазовое состояние цементированной стали, облученной импульсным низкоэнергетическим электронным пучком // Сб. материалов I Всероссийской конференция молодых ученых «Физика и химия высокоэнергетических систем», 26-29 апреля, 2005, Томск, Россия. - С.315-317.

294. Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Иванов Ю.Ф. Электронно-микроскопический микродифракционный анализ фазового состава и дефектной субструктуры цементированной стали, подвергнутой ударной ультразвуковой и электронно-пучковым обработкам / Сб. материалов Международной школы конференции молодых ученых «Физика и химия высокоэнергетических систем», 13-16 декабря, 2005, Томск, Россия. - С. 185 -188.

295. Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Иванов Ю.Ф., Девятков В.Н., Гончаренко И.М., Коваль H.H., Колубаев Е.А., Сизова О.В. Модификация фазового состава и дефектной субструктуры цементированного слоя стали 15НЗМА методами электронно-пучковой обработки / Материалы 3-й Всероссийской конференции молодых ученых. «Фундаментальные проблемы новых технологий в 3-м тысячелетии» 3-6 марта 2006, Томск, Россия. - С. 265 -269.

296. Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Иванов Ю.Ф., Коваль H.H. Структурно-фазовое состояние стали 15НЗМА, обработанной комбинированным методом, сочетающим науглероживание, ударное ультразвуковое воздействие и облучение импульсным электронным пучком -Гл. 6 в книге «Структурно-фазовое состояние перспективных металлических материалов». С. 116-145 / отв.ред. В.Е.Громов. - Новокузнецк: Изд-во НПК, 2009г.-613с.

297. Коваль H.H., Колубаева Ю.А. (Денисова Ю.А.), Тересов А.Д., Григорьев C.B., Девятков В.Н., Иванов Ю.Ф.. Обработка стали высокоинтенсивным электронным пучком.// Зб1рник наукових праць НУК, -Микола1в: НУК, 2009. - №3 (426). - с. 47-54.

298. Лахтин Ю.М., Арзамасов Б.Н. Химико-термическая обработка металлов. - М.: Металлургия, 1985. - 256 с.

299. Тушинский Л.И., Батаев A.A., Тихомирова Л.Б. Структура перлита и конструктивная прочность стали. - Новосибирск: ВО Наука, 1993. -280 с.

300. Ridley N., Stuart H., Zwell L. Lattice parameters of Fe-C austenite of room temperature // Trans. Met. Soc. AIME. - 1969. - V.246, №8. - P. 1834-1836.

301. Изотов В.И., Хандаров П.А. Классификация мартенситных структур в сплавах железа // ФММ. -1972. -Т.34, №2. -С.332-338.

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

303. Иванов Ю.Ф. Закономерности и механизмы формирования нано-и субмикрокристаллической многофазной структуры в поверхностных слоях металлов и сплавов при импульсной электронно-пучковой обработке // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2008. - № 1. - С. 47-52.

304. Яковлева И.Л., Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И. Экспериментальное наблюдение бездиффузионного образования аустенита в стали с перлитной структурой при лазерном нагреве// ФММ.- 1993.- Т.76, вып.2.- С.86-98.

305. Яковлева И.Л., Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И., Мирзаев Д.А. Структурные превращения в перлите при нагреве. IV. Сдвиговой механизм растворения цементита при быстром нагреве стали с перлитной структурой// ФММ.- 1995.- Т.79, вып.6.- С.143-149.

306. Сизова О.В., Колубаев Е.А. Влияние ультразвуковой обработки на структуру и свойства перлита // Известия ВУЗов. Физика. - 2003. - №2. -27-30.

307. Колубаев Е.А., Сизова О.В., Толмачев А.И. и др. Модификация структуры поверхностного слоя конструкционной стали ударным

ультразвуковым и импульсным электронно-лучевым воздействиями // Физическая мезомеханика. - 2004. - Т.7, часть 2. - 165-168.

308. Гриднев В. Н., Гаврилюк В. Г., Надутов В. М., Полушкин Ю. А. Перераспределение углерода и легирующих элементов при пластической деформации и последующем нагреве стали. - ФММ. - 1980. - Т. 50. - Вып. 3. -С. 582-587.

309. Белоус М. В., Черепин В. Т. Изменения в карбидной фазе стали под влиянием холодной пластической деформации. - ФММ. - 1961. - Т. 12, вып. 5. - С. 48 - 54.

310. Fasiska E.J., Wagenblat H. Dilatation of alpha-iron by carbon // Trans. Met. Soc. AIME. - 1967. - V.239, №11. - P. 1818-1820.