Закономерности формирования градиентных структурно - фазовых состояний в сталях при энергетических воздействиях специальности:
На правах рукописи
КОВАЛЕНКО ВИКТОР ВИКТОРОВИЧ ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ГРАДИЕНТНЫХ СТРУКТУРНО - ФАЗОВЫХ СОСТОЯНИЙ В СТАЛЯХ ПРИ ЭНЕРГЕТИЧЕСКИХ ВОЗДЕЙСТВИЯХ СПЕЦИАЛЬНОСТИ:
01.04.07 – ФИЗИКА КОНДЕНСИРОВАННОГО СОСТОЯНИЯ 05.16.01 – МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ И ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
АВТОРЕФЕРАТ
диссертации на соискание учёной степени доктора физико-математических наук
БАРНАУЛ – 2011
Работа выполнена в ГОУ ВПО «Сибирский государственный индустриальный университет» и «Томский государственный архитектурно-строительный университет» Научные Заслуженный деятель науки РФ, консультанты: доктор физико – математических наук, профессор Громов Виктор Евгеньевич доктор физико – математических наук, профессор Иванов Юрий Фёдорович Официальные доктор физико – математических наук, профессор оппоненты: Плотников Владимир Александрович доктор технических наук, профессор Полетика Ирина Михайловна доктор физико – математических наук, профессор Потекаев Александр Иванович Ведущая ГОУ ВПО «Новосибирский государственный организация: технический университет», г. Новосибирск
Защита состоится «12» апреля 2011г. в _на заседании диссертационного совета Д 212.004.04 при ГОУ ВПО «Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова» по адресу: 656099, Алтайский край, г. Барнаул, пр. Ленина, 46, главный корпус, ауд. _). Тел./факс (3852) 290852. E-mail:
[email protected] и [email protected].
С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО «АлтГТУ».
Автореферат разослан «»20г.
Учёный секретарь диссертационного совета Д 212.004.04, кандидат физико–математических наук, доцент В. В. Романенко Отзывы на автореферат с печатью просим присылать на e-mail и адрес АлтГТУ
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность. В современных условиях требования к свойствам конструкционных материалов становятся все более жесткими. Особенно это касается материалов аэрокосмической техники, энергетики и других отраслей, отличающихся крайне неблагоприятными, экстремальными условиями эксплуатации ответственных деталей, элементов конструкций и агрегатов.
Вместе с тем резервы повышения эксплуатационных характеристик материалов традиционными способами практически исчерпаны.
В связи со встающими перед сообществами ученых и производственников проблемами создания материалов с высоким комплексом физико-механических свойств вполне закономерен всё возрастающий интерес к композиционным материалам и металлам с градиентной структурой и, более глобально, - к научному направлению – исследованию градиентных структурно-фазовых состояний в твердых телах, позволяющих приобрести им новые ранее недоступные свойства. Они формируются в объеме материала в условиях различного типа дифференцированных обработок, когда механическое воздействие и (или) тепловое поле не распределяются равномерно по объему заготовки, а локализуются в ее отдельных слоях.
Действительно, в большинстве случаев градиентные структуры имеют искусственное происхождение, являясь откликом материала на тот или иной способ внешнего воздействия. Сегодня разработаны наиболее действенные методы, восстанавливающие свойства металлов и сплавов, подвергшихся различного вида внешним воздействиям, позволяющие повышать, оптимизировать важные для потребителя, общества в целом, их физико механические свойства. Они, безусловно, имеют комплексный характер и проявляются как в структурных, так и в фазовых изменениях материала.
Однако, физическая природа процессов, протекающих при формировании и последующей эволюции градиентных структурно-фазовых состояний, мало изучена, а соответствующее научное направление находится на стадии интенсивного накопления и осмысления фактического (экспериментального) и теоретического материала.
Сказанное определяет актуальность выполненного исследования.
Цель работы: установление закономерностей и механизмов формирования градиентных структурно-фазовых состояний на различных структурных и масштабных уровнях в сплавах на основе железа, подвергнутых различным видам энергетических воздействий.
Реализация данной цели потребовала решения следующих задач:
1. Установление закономерностей формирования градиентных структурно фазовых состояний в сплавах на основе железа:
• в условиях обработки сильноточными электронными пучками;
• при формировании швов сварных соединений;
• при деформации прокаткой;
• при ударном нагружении;
• при цементации;
• в условиях мало - и многоцикловой усталости;
• при скоростной закалке из жидкого состояния (метод спинингования).
2. Выявление параметров, характеризующих градиентный характер материала на различных структурных (образец в целом;
ансамбль зерен;
отдельное зерно;
внутризеренная структура) и масштабных (от единиц сантиметров до десятых долей нанометров) уровнях, осуществленное путем количественного анализа структурно-фазового состояния сталей.
3. Выявление закономерностей формирования структурно-фазового градиента в сталях различных структурных классов.
4. Выяснение механизмов формирования градиентных структурно фазовых состояний в сплавах на основе железа на различных масштабных (макро-, мезо-, микро-, нано-) уровнях.
Научная новизна работы. Впервые методами современного физического материаловедения:
количественные и качественные закономерности, 1.Получены демонстрирующие градиентные структурно-фазовые состояния в углеродистой стали У7А, обработанной электронными пучками микросекундной длительности, и изучены закономерности формирования мартенсита в условиях твердофазного и жидкофазного превращений.
2. На основе данных качественного и количественного анализа изучен градиентный характер дефектной субструктуры и фазового состава толстых сварных швов, установлены механизмы их формирования и причины возникновения трещиноопасных участков в них.
3. Установлен градиентный и изучен стадийный характер формирования структуры, фазового состава, дальнодействующих полей напряжений, возникающих при ударных нагрузках и деформации прокаткой в квазиэвтектоидных перлитных сталях.
4. Выявлен усталостно-индуцированный градиент структурно-фазовых состояний, формирующихся при мало- и многоцикловой усталости по непрерывной схеме и с промежуточным импульсным токовым воздействием в сталях аустенитного и мартенситного классов.
5.На макро-, мезо-, микро- и наноструктурных уровнях иерархии систематизированы факторы, определяющие усталостную долговечность сталей, и установлены механизмы, ответственные за повышение работоспособности сталей при действии импульсным электрическим током.
6. На основе выявленных корреляций между качественными картинами и количественными данными обнаружен градиентный характер эволюции структурно-фазовых состояний, возникающих в стали 9ХФ при цементации в зонах реакционной и объемной диффузии.
макро- и микроградиентный характер 7.Идентифицирован микрокристаллических структур сплавов Fe – (29-32)% Ni, полученных закалкой из расплава. Обнаружено, что расслоение по Ni приводит к различной степени протекания мартенситного превращения.
8.Установлены общие закономерности и механизмы формирования градиентных структурно-фазовых состояний в сталях различных структурных классов, подвергнутых различным видам энергетических воздействий.
Научная и практическая значимость результатов работы заключается в том, что на основе установленных закономерностей формирования и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний в сталях и сплавах на различных масштабных уровнях:
1. Создан банк данных по эволюции фазового состава и дефектной субструктуры стали У7А, позволивший в условиях импульсной электронно пучковой обработки выявить физический механизм формирования градиента структуры и фазового состава при переходе от зоны воздействия пучка к зоне термического влияния в зависимости от градиента температур, а также концентраторы напряжений при таком энергетическом воздействии.
2. Спрогнозировано поведение толстых сварных швов кожухов доменной печи в ходе эксплуатации в течение 3-х и 16-ти лет в зависимости от целенаправленного выбора метода, режима сварки и способа исполнения шва.
Сопоставлены морфология формирующихся структур и качественные показатели сварного шва в зависимости от способа сварки и отдано предпочтение электродуговому ручному способу с вертикальным исполнением шва перед электрошлаковым автоматическим с горизонтальным исполнением шва.
3. Классифицированы источники дальнодействующих полей напряжений и установлен уровень локальных внутренних напряжений зарождения микротрещин при прокатке и ударных нагрузках в сталях 9ХФ и 9Х2ФМ, составляющий (1,3-1,8) в, а также сопоставлены ему максимально допустимые деформации: max=0,7 – при прокатке и max=5,7 при ударном нагружении.
4. Предложены оптимальные режимы химико-термической обработки стали 9ХФ, способствующие достижению коррозионных и прочностных свойств поверхностных слоев с повышенными эксплуатационными и технологическими характеристиками материала.
5. Диагностированы места зарождения и развития микротрещин, экстремальные точки в поведении материала и установлен пластифицирующий эффект электростимулирования, обеспечивающий существенное (~ в 1,5-1, раза) увеличение усталостной долговечности сталей 08Х18Н10Т (аустенитная структура) и 60ГС2 (мартенситная структура), при экспериментальном выборе параметров воздействия импульсным электрическим током на промежуточной точно контролируемой стадии усталостного нагружения.
6. На основе выявленного микро - и макроградиентного характера микрокристаллической структуры быстрозакаленного сплава Fe – (29-32)% Ni установлена взаимосвязь механических характеристик с механизмами быстрой кристаллизации и атермического мартенситного превращения.
Достоверность полученных результатов, обоснованность и правомерность представляемых выводов обеспечиваются комплексным подходом к решению поставленных задач с использованием наиболее важных, часто используемых материалов, современных методов и методик физического материаловедения, широким применением классических статистических методов обработки и представления результатов экспериментов в их взаимосвязи с известными закономерностями, фактами и результатами других авторов, а также специальными методами контроля за параметрами физического эксперимента.
Личный вклад автора состоит в формулировании цели, постановке задач исследования, логическом построении положений, выносимых на защиту;
в проведении усталостных испытаний на образцах из сталей различных структурных классов, обработке и интерпретации результатов оптических, электронно-микроскопических и рентгенографических исследований;
в выявлении и комплексном представлении закономерностей, механизмов формирования и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний в сплавах на основе железа.
Настоящая работа проводилась в соответствии с Грантом Президента РФ по поддержке молодых российских ученых-кандидатов наук и их научных руководителей (шифр МК-3830.2004.8);
с программой фундаментальных исследований «Повышение надежности систем: «машина-человек-среда» АН СССР на 1989-2000 г.г.;
Федеральной программой «Интеграция» на 1997- г.г. (направление 1.4. проект П0043 «Фундаментальные проблемы материаловедения и современные технологии»);
Федеральной целевой программой «Интеграция» на 2002-2006 г.г.);
Грантами Министерства образования РФ по фундаментальным проблемам металлургии 1998-2001г.г. и 1996-2004 г.г.;
Грантом Российского фонда фундаментальных исследований на 2005-2007;
региональной научно-технической программой «Кузбасс» (1997 2000г.г.);
ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России на 2009-2013г.» (госконтракт П332);
темами ГОУ ВПО «Сибирский государственный индустриальный университет».
Основные положения, выносимые на защиту:
1. Совокупность параметров, характеризующих градиентное структурно фазовое состояние стали. Данные о типах структурно-фазовых градиентов, формирующихся в объеме и в поверхностных слоях сплавов на основе железа.
2. Совокупность экспериментальных результатов, полученных при исследовании фазовых и структурных градиентов, формирующихся в сплавах на основе железа на макро-, мезо- и микромасштабных уровнях.
Закономерности, выявленные при анализе реализации градиентных структурно фазовых состояний в сталях различных структурных классов при различных видах энергетических воздействий.
3. Механизмы формирования градиентных структурно-фазовых состояний, реализующиеся в сталях, подвергнутых различным видам внешнего воздействия.
4. Структурно-масштабные уровни проявления градиента, реализующиеся в сталях, подвергнутых различным видам внешнего воздействия.
5. Классификация градиентных структурно – фазовых состояний.
Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих научных семинарах, симпозиумах, конференциях: научно - практической конференции «Новые индустриальные технологии и материалы», г. Новокузнецк, 2000 г.;
научно практической конференции «Новые конструкционные материалы», г. Москва, 2000 г.;
Всероссийской конференции молодых ученых «Физическая мезомеханика материалов», г. Томск, 2000 г., 2001 г.;
Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности», г. Киев (Украина), 2001 г., г.
Санкт - Петербург, 2001 г., г. Москва, 2004 г., г. Вологда, 2005 г., г. Витебск (Беларусь), 2000 г., 2007 г., 2010 г.;
Всероссийской научно - практической конференции «Металлургия на пороге XXI века, достижения и прогнозы», г.
Новокузнецк, 2000 г.;
«Euro met 2000: European metallographic conference and exhibition», Germany, 2000 г.;
«Junior euromat 2000: europian conference», Switzerland, 2000 г.;
IV Международной конференции «Электротехника, электромеханика и электротехнологии», г. Клязьма, 2000 г.;
Международном семинаре им В.А. Лихачева «Современные проблемы прочности», г.Великий Новгород, 2000 г., 2003 г.;
Всероссийской конференции молодых ученых «Материаловедение, технологии и экология на рубеже веков», г. Томск, 2000 г.;
Международной научной конференции «Новые материалы и технологии на рубеже веков», г. Пенза, 2000 г.;
VII Всероссийской научной конференции студентов-физиков и молодых ученых», г. Екатеринбург, 2001 г.;
X International metallurgical and materials conference «Metal-2001», Чехия, 2001 г.;
New materials and technologies in XXI-nd centure: proceethings of the sixth Sino-Russian international symposium on new materials and technologies, Китай, 2001 г.;
«Progress in metallography: special edition of the practical metallography», Германия, 2001 г.;
Межгосударственном семинаре «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», г. Обнинск, 2001 г., 2005 г.;
X Международной конференции «Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах», г. Тула, 2001 г.;
VII Международной конференции «Computer- aided of advanced materials and technologies», г.Томск, 2001 г.;
Бернштейновских чтениях «Термомеханическая обработка металлических материалов», г.Москва, 2001 г.;
Международной научно практической конференции студентов, аспирантов и молодых ученых «Современная техника и технологии», г. Томск, 2001 г., 2006 г.;
IV Всероссийской научно-практической конференции «Современные технологии в машиностроении», г. Пенза, 2001 г.;
X Всероссийской конференции молодых ученых «Математическое моделирование в естественных науках», г.Пермь, 2001 г. ;
Всероссийской научно-практической конференции «Инновации в машиностроении-2001», г. Пенза, 2001 г. 2002 г.;
Международном семинаре «Мезоструктура. Вопросы материаловедения», г. Санкт - Петербург, 2001 г.;
IX Международном семинаре «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов», г. Екатеринбург, 2002 г.;
I Евразийской научно практической конференции «Прочность неоднородных структур», г. Москва, 2002 г.;
Петербургских чтениях по проблемам прочности, г. Санкт - Петербург, 2002 г., 2003 г., г. Томск, г. Санкт - Петербург, 2005 г.;
г. Санкт - Петербург, 2010 г.;
республиканской научной конференции студентов, магистрантов и аспирантов, г. Гродно, 2002 г., 2005 г.;
Всероссийской конференции, посвященной 100-летию со дня рождения академика Г.В.Курдюмова «Дефекты структуры и прочность кристаллов», г. Черноголовка, 2002 г., 2010 г.;
I Евразийском симпозиуме по проблемам прочности материалов и машин для регионального холодного климата, г. Северо-Якутск, 2002 г.;
The 2-d Russia Chineese school-seminar fundamental problems and modern technologies of material science (FP.MTMS), г. Барнаул, 2002 г.;
Всероссийском научном семинаре и выставке инновационных проектов «Действие электрических полей (электрического тока) и магнитных полей на объекты и материалы», г. Москва, 2002 г.;
Международной конференции «Science for materials in the frontier of centuries», г. Киев, 2002 г.;
III Международной конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений», г.Тамбов, 2003г.;
XV Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», г.Тольятти, 2003 г.;
V Международной конференции «Электромеханика, электротехнологии и электроматериаловедение», г. Алушта, 2003г.;
Международной конференции «Действие электромагнитных полей и тока на материалы», г.Москва, 2003 г.;
Международной научно-технической конференции «Теория и технология процессов пластической деформации - (к 85-летию научной школы МИСиС по обработке металлов давлением)», г.
Москва, 2004 г.;
2 - nd International conference and exhibition on new developments in metallurgical process technology, Riva del Garda, Италия, 2004 г.;
Metal - 2004: 13 - th International metallurgical and materials conference, Чехия, 2004г.;
Международной конференции «Физико-химические процессы в неорганических материалах», г.Кемерово, 2004 г.;
7 - th International conference on modification of materials with particle beams and plasma flows, г. Томск, г.;
Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур. Прост - 2004», г. Москва, 2004 г.;
«Euromat 2005. The biennial meeting of the Federation of European materials societies (FEMS)», г. Прага, Чехия, 2005 г.;
научно-практической конференции «Физические свойства металлов и сплавов (ФСМиС - III), г. Екатеринбург, 2005 г., 2007 г.;
IV Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов», г.
Черноголовка, 2006 г.;
XVIII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», г.
Тольятти, 2006г.;
Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», г.Самара, 2006 г., 2009 г.;
III Международной школе «Физическое материаловедение», г.г. Самара – Тольятти – Ульяновск Казань, 2007 г.;
IX Российско-Китайском симпозиуме «Новые материалы и технологии», г. Астрахань, 2007 г.;
XI международной конференции «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов «ДСМСМС-2008», г. Екатеринбург, 2008 г.;
Всероссийской научно технической конференции к 125-летию со дня рождения И.П.Бардина «Научное наследие И.П.Бардина», г. Новокузнецк, 2009 г.;
IV Российской научно технической конференции «Ресурс и диагностика материалов и конструкций», г. Екатеринбург, 2009 г.
Публикации. По теме диссертации опубликованы 8 монографий, включая главы монографий, 61 научная статья, из них 34 в рецензируемых изданиях перечня ВАК Минобрнауки РФ, а также другие статьи и труды конференций.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, глав, основных результатов и выводов, изложена на 453 страницах, иллюстрирована 263 рисунками, содержит 16 таблиц и библиографический список из 295 наименований.
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цель исследования, научная новизна, практическая ценность результатов работы и основные положения, выносимые на защиту.
В первой главе «Градиентные структурно-фазовые состояния в твердых телах и градиентные материалы», носящей обзорный характер, содержится анализ литературных данных о градиентных структурах и функциональных градиентных материалах. Особое внимание уделено современным способам получения и исследования градиентных структурно-фазовых состояний (ГСФС): химико-термической и термомеханической обработке, интенсивной пластической деформации, применению концентрированных потоков энергии плазменная обработка, ионная имплантация и т.п.), (лазерная, электровзрывному легированию. В результате выполненного анализа сформулированы основные задачи диссертационной работы.
Во второй главе «Материалы и методы исследований» представлено описание методов современного физического материаловедения, применяемых при анализе ГСФС, а также обоснование выбора материалов исследований и способы воздействия на их структурно-фазовое состояние.
Металлографические исследования шлифов проводили на микроскопе «Эпиквант» с промышленной системой анализа изображений SIAMS 600.
Анализ поверхности разрушения стали осуществляли методами растровой электронной микроскопии с использованием прибора “SEM 515 Philips”.
Фазовый состав и дефектную субструктуру стали на различных стадиях испытаний осуществляли методами просвечивающей дифракционной электронной микроскопии с использованием приборов ЭМ-125 и ЭМ-125к. Для идентификации фаз, присутствующих в стали, применяли микродифракционный анализ с повсеместным использованием темнопольной методики и последующего индицирования микроэлектронограмм. Изображения тонкой структуры материала были использованы для классификации структуры по морфологическим признакам;
определения размеров, объемной доли и мест локализации вторичных фаз и выделений;
скалярной и избыточной плотности дислокаций;
амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки.
Рентгеноструктурный анализ использован для определения фазового состава материалов, кристаллической и кристаллогеометрической характеристик фаз (приборы ДРОН – 3, XRD 6000).
В третьей главе «Эволюция структуры и фазового состава стали У7А, подвергнутой обработке сильноточным электронным пучком» излагаются результаты качественного и количественного анализа ГСФС стали У7А, сформированных обработкой импульсными электронными пучками.
Электронно-лучевая обработка образцов осуществлялась на ускорителе с плазменным источником электронов на основе дугового разряда низкого давления с холодным катодом. Диаметр пучка составлял 6-10 мм. Параметры пучка: энергия электронов U = 130-170 кэВ, длительность импульса = 60 мкс, плотность энергии ES 70 Дж/см2, число импульсов воздействия N = 1.
Плотность энергии пучка соответствовала равномерному плавлению материала в пятне облучения – время жизни расплава t 370 мкс, толщина расплавленного слоя h 35 мкм. Скорость нагрева и охлаждения на поверхности расплава составляют V ~107 К/с. Плотность энергии определялась с помощью микрокалориметра, расположенного за отверстием в коллекторе, на котором крепился образец. Одновременно фиксировали осциллограммы напряжения на диоде и тока на коллектор, необходимые для тепловых расчетов.
Электронно-пучковая обработка сопровождается плавлением стали;
формированием зоны твердофазного преобразования структуры с участием полиморфного превращения и зоны термического влияния, в которой преобразования структуры стали осуществляются в температурной области стабильности -фазы.
В центральной зоне сверхвысокие скорости нагрева (107…108 К/с) до температуры плавления, сверхмалые времена (доли секунды) существования расплава, сверхвысокие скорости кристаллизации и охлаждения (~107 К/с) поверхностного слоя не приводят к формированию однородного раствора углерода в железа. Закалка такого раствора сопровождается полиморфным превращением с формированием многофазной структуры. Основной (65 %), как показали электронно-микроскопические дифракционные исследования, является -фаза (мартенсит);
остальное – остаточный аустенит. В зоне твердофазного преобразования структуры, разделяющей зону жидкофазного преобразования и зону термического влияния, перезакалка стали из твердого состояния сопровождается формированием структуры, в которой объемная доля остаточного аустенита составляет единицы процента. В зоне термического влияния остаточный аустенит отсутствует.
В рассматриваемом в главе случае ГСФС уверенно фиксируются методами электронной микроскопии на расстоянии 3…5 см от центра воздействия, т.е.
может быть отнесены к макроскопическим градиентам.
Одновременно с этим в зоне расплава формируется микроградиент фазового состава стали, реализующийся на уровне масштаба отдельных зерен или их некоторого количества. В первом случае объемная доля остаточного аустенита изменяется в пределах от 5 до 35 % на расстоянии 5…10 мкм и фиксируется при переходе от пакетного мартенсита к пластинчатому. Во втором случае различие в объемных долях остаточного аустенита соседних зерен может достигать 85-90%. Отметим, что при малых значениях объемной доли остаточного аустенита -фаза располагается в виде прослоек между кристаллами мартенсита. С ростом объемной доли остаточного аустенита в зерне морфология его изменяется от островков до областей, в которых кристаллы мартенсита занимают незначительную часть объема.
Формирование микроградиента фазового состава в зоне существования расплава является следствием неоднородного распределения углерода в исходной стали. А именно, в объемах, содержащих частицы глобулярного цементита субмикронных размеров, в результате высокоскоростных плавления и последующей кристаллизации сохраняется повышенная концентрация углерода, что стабилизирует -фазу, способствуя сохранению обширных областей остаточного аустенита. Объемы зерна исходной стали, содержащие кристаллы мартенсита, перезакаливаются с образованием прослоек остаточного аустенита и сохранением минимальной его объемной доли.
Пример формирования микроградиента фазового состояния стали приведен на рисунке 1. Слой, примыкающий к окружающей частицу матрице, сформирован кристаллами мартенсита и островками остаточного аустенита. Кроме этого, в объеме переходного слоя присутствуют наноразмерные (~15 нм) частицы вторичного цементита. Можно предположить, что многослойное строение переходного слоя, формирующееся на данной стадии, связано с присутствием как жидкофазного, так и твердофазного механизмов растворения. Подслой, примыкающий к частице, формируется в результате жидкофазного механизма растворения, т.е. в результате контактного плавления стали вдоль границы раздела карбид / матрица. Высокоскоростная кристаллизация расплава привела к формированию наноразмерных кристаллитов - Fe и островков -фазы.
На рисунке 2 приведен пример формирования микроградиентной структуры, обусловленный локальным растворением глобулярной частицы цементита в условиях высокоскоростного нагрева стали, реализованного в методе электронно-пучковой обработки.
а б в 1 г 100 нм Рисунок 1 - Электронно-микроскопическое изображение структуры, формирующейся вблизи границы раздела частица цементита / -фаза;
а – светлопольное изображение;
б, в – темные поля, полученное в рефлексах [110]-Fe и [002]-Fe, соответственно;
г – микроэлектронограмма, стрелками указаны рефлексы темного поля. Сталь У7А. Стрелкой на (а) указано направление изменение фазового состава стали Нагрев, плавление, кристаллизация и закалка объема стали, содержащего до воздействия электронного пучка частицу цементита, приводит к формированию в данном объеме так называемой пластинчатой эвтектики, состоящей из чередующихся пластин феррита и аустенита, разделенных тонкими прослойками вновь образованного цементита.
Преобладающей фазой, как следует из анализа структуры темнопольным методом, является остаточный аустенит. Глобула первичного цементита не выявляется.
В четвертой главе «Оптические исследования градиента структурно фазового состояния сварного шва» представлены результаты металлографических исследований ГСФС толстых (до 40 мм) сварных швов, изготовленных из стали 09Г2С различными методами после различных сроков эксплуатации до 16 лет.
а б 0,1 мкм в г Рисунок 2 - Электронно-микроскопическое изображение структуры, формирующейся в результате высокоскоростного плавления и кристаллизации объема стали, содержащего глобулу цементита;
а – светлопольное изображение;
б – микроэлектронограмма, стрелками указаны рефлексы темного поля (1 – к в, 2 – к г);
в, г – темные поля, полученные в рефлексах [002]-Fe (в) и [130]Fe3C (г). Сталь У7А Кристаллизация сварного шва приводит к формированию структуры, которую по морфологическому признаку можно условно разделить на три характерные области: центральная, промежуточная и переходная. Первая область располагается в центральной зоне шва;
последняя – в зоне, примыкающей к основному металлу, находящемуся в процессе сварки в твердом состоянии;
промежуточная – разделяет две рассмотренные выше области.
Анализ схемы строения сварного шва стали 09Г2С, созданный на основании анализа результатов, полученных методами металлографии травленого шлифа, показывает, что формирующаяся при кристаллизации шва структура является градиентной – по мере удаления от центра шва закономерным образом изменяются средние размеры зерен феррита и перлита, объемная доля перлита и морфология цементита. Особенности строения каждой из выделенных зон, рассмотренные выше, указывают на то, что по мере удаления от центра шва степень неравновесности структуры нарастает.
Выявленные особенности структурно-фазового состояния материала сварного шва позволяют разделить его на зоны, располагающиеся в следующем порядке по мере удаления от центра шва: 1) зона полного разделения фаз и их коагуляции;
2) зона незавершенной коагуляции фаз;
3) зона начального, 4) частичного и 5) полного измельчения зеренной структуры;
6) зона, разделение фаз в которой связано с дефектной субструктурой стали.
Результаты количественного анализа выявленных закономерностей структуры сварного шва приведены на рисунке 3.
Рисунок 3 - Зависимость средних размеров (а) зерен феррита медленной (1) и быстрой (2) кристаллизации и зерен перлита (3), а также их объемных долей (б), соответственно, от расстояния от центра сварного шва Из представленных на данном рисунке зависимостей следует, что с увеличением расстояния от центра шва средние размеры первичных зерен феррита и перлита уменьшаются, а вторичных зерен феррита увеличиваются (рис.3а). Соответственно этому, объемная доля первичных зерен феррита и перлита снижается, а вторичных ферритных зерен возрастает (рис.3б).
Эксплуатация сварных швов в кожухах доменных печей в течение 16 лет привела к некоторому увеличению среднего размера зерен феррита в центральной и промежуточной зонах а сварного шва. Независимо от метода (электродуговая и электрошлаковая) и режима (автоматический и ручной) сварки, а также способа исполнения б (горизонтальный и вертикальный) сварного шва структура его имеет градиентное строение, закономерным образом в изменяющееся при удалении от центра шва, и формирующееся в результате кристаллизации материала. Наиболее крупнозернистая структура шва г формируется при автоматической электрошлаковой сварке. Сопоставляя вертикальное и горизонтальное исполнение шва можно отметить более д крупнозернистую ферритную и (и перлитную) структуру и более однородное распределение перлитных зерен в первом е случае, по сравнению со вторым.
Пятая глава «Электронно микроскопические дифракционные Рисунок 4 - Схема изменения вида исследования градиента структуры и структуры карбидной фазы (цементита) в центральной (а), фазового состава сварного шва» посвящена промежуточной (б-г) и переходной анализу параметров тонкой структуры и фазового состава сварных швов, (д-е) зонах сварного шва полученных при исследовании методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ).
Показано, что независимо от способа сварки, материал сварного шва представляет собой феррито-карбидную композицию, морфология которой закономерным образом изменяется по мере удаления от центральной зоны шва к его периферии.
Схема изменения вида структуры карбидной фазы (цементита) по мере удаления от центральной зоны шва представлена на рисунке 4. Прежде всего, искажается структура перлита (см. переход от рис. 4 а к рис. 4 б, в, г).
Одновременно в ферритных зернах на дислокациях появляются мелкие частицы (рис. 4 б, в, г). По мере удаления от центральной зоны, размеры этих частиц растут (рис. 4 д), усиливается тенденция к их локализации по границам зерен (рис.4 б - г) и, в переходной зоне, по границам пластин видманштеттова феррита. Кроме этого, в переходной зоне наблюдаются частицы цементита, не связанные с дефектами строения (рис. 4 д, е). Сопоставляя результаты, представленные рисунке 4, можно однозначно сказать, что градиентная структура реализуется как на макро -, так и на мезо - и микроуровнях.
Установлено, что независимо от способа сварки дислокационная структура в ферритных зернах представлена следующими типами: хаотической дислокационной субструктурой, сетчатой, полосовой и фрагментированной.
Все типы дислокационных субструктур присутствуют в центральной зоне шва, а в промежуточной и переходной зонах – только сетчатая субструктура.
Измерение скалярной плотности дислокаций по сечению шва показало, что в ферритных зернах она максимальна в центральной и переходной зонах и минимальна – в промежуточной. В ферритных прослойках перлитных зерен плотность дислокаций по мере удаления от центральной зоны шва постепенно снижается. Обнаружено, что чем больше размер зерна феррита, тем больше величина скалярной плотности дислокаций. Это свидетельствует о термической деформации шва при остывании изделия.
Средняя скалярная плотность свободных дислокаций (дислокаций, не сосредоточенных в мало- и большеугловых границах), образовавшихся в сварном шве под действием термических и фазовых напряжений в процессе его охлаждения, составляет 0,961010см-2 (в ферритных зернах –0,981010см-2, в феррите перлитных колоний 0,481010 см-2).
Большая плотность дислокаций в ферритных зернах указывает на их меньшую прочность.
Кристаллизация сварного шва приводит к формированию в нем дальнодействующих полей напряжений. Изгибные экстинкционные контуры (К) в подавляющем большинстве случаев начинаются и заканчиваются на границах зерен (рис. 5 а, б) либо на границах раздела феррит / цементит (в перлитных колониях) (рис. 5 в).
По мере удаления от центральной Рисунок 5 - Электронно-микроскопическое зоны шва в перлитных колониях изображение тонкой структуры в стали амплитуда кривизны-кручения 09Г2С быстро уменьшается, в зернах свободного феррита изменяется немонотонным образом, достигая максимального значения в промежуточной зоне.
При длительной эксплуатации амплитуда кривизны-кручения решетки феррита увеличивается при переходе к пограничной зоне, разделяющей зону расплава и зону термического влияния. Это указывает на наиболее напряженную область сварного шва, которая при неблагоприятных условиях эксплуатации изделия может стать местом зарождения трещин.
Шестая глава структурно-фазовые состояния, «Градиентные формирующиеся в стали при деформации прокатом» посвящена исследованию ГСФС, возникающих в поверхностных слоях опорных прокатных валков из стали 9ХФ в процессе холодной прокатки со скоростью 4 м/с в промышленных условиях Новолипецкого металлургического комбината.
В исходном состоянии пластинчатого перлита плотность дислокаций в материале невелика: в - фазе она составляет величину ~ 0,6109 см-2, в пластинах цементита дислокации практически отсутствуют. Избыточной плотности дислокаций и дальнодействующих полей напряжений нет.
Исходная структура пластинчатого перлита при пластической деформации претерпевает значительные изменения. При этом на порядок возрастает скалярная плотность дислокаций в - фазе. Накопление дислокаций влечет за собой их перераспределение и, как следствие, фрагментацию материала, т.е.
образование разориентированных объемов, разделенных границами дислокационного типа.
Накопление дислокаций влечет за собой их перераспределение и, как следствие, фрагментацию материала, т.е. образование разориентированных объемов, разделенных границами дислокационного типа. Наблюдается два типа фрагментации - первичная и вторичная. При первичной фрагментации структура перлитных колоний в основном сохраняется. На фоне возросшей плотности дислокаций наблюдаются достаточно четкие субграницы, ориентированные в основном поперек ферритных пластин. Фрагменты имеют четко выраженную анизотропную форму. Они удлинены вдоль оси перлитной колонии.
При вторичной фрагментации происходит образование дислокационных стенок как поперек, так и вдоль пластин - фазы. Последовавшая после первичной фрагментации деформация и вторичная фрагментация разрушают перлитные колонии, создавая в структуре хаос.
Независимо от типа фрагментов частицы цементита присутствуют, во первых, в бывших колониях, подвергшихся частичному разрушению. Здесь частицы цементита имеют пластинчатую форму и располагаются вдоль границ фрагментов -фазы. В среднем поперечные размеры частиц составляют величину ~(30 ± 10) нм, продольный размер частиц сответствует размеру длинной стороны фрагмента. Во-вторых, частицы цементита присутствуют в субграницах фрагментации -фазы в виде относительно мелких пластинок, средний размер которых составляет ~(10 ± 2) (30 ± 10) нм. В-третьих, частицы цементита присутствуют внутри фрагментов на дислокациях. Они имеют округлую форму, их размер не превышает 10 нм.
Типичные размеры количественных параметров ГСФС при удалении от поверхности приведены на рисунке 6.
Рисунок 6 - Зависимость среднего размера фрагментов D (кривая 1), скалярной плотности дислокаций (кривая 2), объемной доли частиц цементита (3 - в целом по материалу, 4 - на границах, 5 - субграницах, 6 - внутри фрагментов) по мере удаления от поверхности валка Данные рисунка 6 свидетельствуют о том, что по мере развития деформации в материале валка происходят два процесса: 1) разрушение цементитных пластин и растаскивание карбидных частиц по объему поверхностных слоев валка и 2) деформационное растворение углерода из цементита. В последнем случае атомы углерода остаются либо на дислокациях, либо в объеме -фазы.
Деформация интенсивнее происходит на поверхности валка. Это полностью коррелирует с наблюдающейся структурой. Источниками дальнодействующих полей напряжений в деформированном перлите являются: 1) дислокационные заряды в поляризованной дислокационной структуре в пластинах -фазы;
2) несовместимость деформации перлитных колоний. Первые приводят к упруго-пластическому изгибу кристаллической решетки, вторые – к упругому.
Зарождение трещин в материале валка обусловлено высокими внутренними напряжениями, которые соизмеримы с В.
В седьмой главе «Градиент структуры и фазового состава, формирующийся в стали при ударных нагрузках» выполнен сравнительный анализ формирования и эволюции ГСФС в стали 9Х2ФМ, образцы которой диаметром 9,5 мм и длиной 23 мм подвергались ударному нагружению с частотой 1 уд./мин.
Поскольку вблизи поверхности деформация максимальна, а на противоположной стороне изделия минимальна, то возникает градиентная структура с переменными параметрами. Объемная доля совершенного пластинчатого перлита с приближением к поверхности убывает, заменяясь на разрушенный пластинчатый перлит, который, в свою очередь, интенсивно фрагментируется (рис.7а).
Рисунок 7 - Изменение количественных характеристик при ударном нагружении по мере удаления от поверхности образца Х: а - объемной доли Pv совершенного (1), дефектного (2) и вторично фрагментированного (3) перлита и зерен феррита (4);
б - размеров перлитных колоний в совершенном (5, 6) и дефектном (7, 8) перлите (5,7 – длины, 6,8 – ширины);
в толщины цементитных (9) и ферритных (10) пластин в совершенном перлите;
г - скалярной плотности дислокаций в среднем по материалу (11) Объемная доля дефектного и вторично фрагментированного перлита на поверхности достигает 90%. Очевидно на поверхности аккумулирована большая пластическая деформация. Количество феррита при этом не меняется (~2%). В ходе испытания средний размер перлитных колоний, оставшихся не разрушенными, убывает, а разрушенных колоний возрастает (рис.7в). Это свидетельствует о том, что начинают разрушаться сначала самые крупные колонии. Причем перлитные колонии разрушаются, прежде всего, в основном по краям.
Известно, что в крупных колониях больше расстояние между пластинами цементита и больше их ширина. Как видно на рис.7 в, ширина цементитных пластин и межпластинчатое расстояние (ширина ферритных пластин) в колониях совершенного перлита по мере приближения к поверхности образца убывают. Это также подтверждает то, что разрушаются прежде всего крупные цементитные пластины.
Большой вклад в характеристики градиентной структуры вносят дислокационные параметры (рис.7 г). Как в -фазе, так и в пластинах цементита вдали от места нагружения величина скалярной плотности дислокаций в совершенном перлите существенно ниже, чем в дефектном. За время работы ударника в течение 1 часа в нем накапливается значительная деформация, во много раз превосходящая 100%. Соответственно, происходят сильные изменения в структуре перлита и дислокационные изменения.
В главе проведен анализ иерархии уровней деформации стали. На наноуровне наиболее значимым процессом является интенсивное возрастание скалярной плотности дислокаций в ферритных промежутках пластинчатого перлита и в зернах феррита. На мезоуровне после плотности дислокаций см-2 идет процесс формирования самоорганизующейся фрагментированной структуры с размерами фрагментов порядка 200 нм, уменьшающимися по мере приближения к зоне ударного нагружения. Уровень зерна характеризуется высоким коэффициентом анизотропии структур. На макроуровне ГСФС отсутствует.
В восьмой главе «Градиент структуры и фазового состава, формирующийся в стали при химико-термической обработке (цементация с использованием жидкого углеводородного горючего)» проанализированы ГСФС в стали с исходной структурой пластинчатого перлита.
Образцы имели форму прутков диаметром 44 мм. Цементация осуществлялась с помощью воздействия углеводородного горючего (солярка, керосин), нагретого до температуры 930 - 950 0С в течение 10 – 60 минут.
Исследования поперечного сечения образцов науглероженной стали, выполненные методами металлографии травленого шлифа, выявили, прежде всего, две основные зоны материала: 1) зону со значительным пересыщением по углероду – зона фронтальной диффузии (зона интенсивной, или реакционной, диффузии углерода) и 2) более протяженную зону, в которой концентрация углерода постепенно приближается к исходной, - зона объемной диффузии (зона термического влияния и слабой диффузии углерода).
Зонное строение цементованной стали однозначно свидетельствует о градиенте концентрации углерода в стали. Наличие четких границ между зонами указывает о дискретном характере данного градиента (рис.8).
Количественные данные измерений параметров ГСФС, представленные на рисунке 9, также свидетельствуют о градиентном характере их изменения.
100 мкм Рисунок 8 - Оптическое изображение структуры стали 9ХФ в сечении, перпендикулярном цементованной поверхности. Стрелками: темными отмечена граница между зонами реакционной и объемной (1) и только объемной (2) диффузии углерода, светлыми – структурно-фазовый градиент стали Рисунок 9 - Зависимость от расстояния от поверхности образца объемной доли Pv -фазы (кривая 1), - фазы (кривая 2) и объемной доли карбида железа (кривая 3), и карбида хрома М23С6 (кривая 4);
сталь 9ХФ;
цементация Девятая глава структурно-фазовый «Усталостно-индуцированный градиент аустенитной стали 08Х18Н10Т» посвящена анализу ГСФС в аустенитной стали, подвергнутой мало - и многоцикловым усталостным испытаниям и импульсной токовой обработке.
Усталостные испытания были проведены на специальной установке по схеме циклического симметричного консольного изгиба. Верхнее значение напряжения цикла нагрузки подбиралось экспериментальным путем для использованной марки стали и приведено в таблице 1. Там же указаны основные параметры усталостных испытаний.
На рисунке 10 приведена зависимость скалярной плотности дислокаций, сосредоточенных в клубковой (кривая 1), сетчатой (кривая 2) и хаотической (кривая 3) дислокационных субструктурах от расстояния до лицевой поверхности образца.
Таблица 1 – Параметры циклического нагружения и режимы токовой обработки Марка Р,МПа f,Гц Т, К, с N1, 104 N2, 104 N3, 104 f1,Гц I,кА стали 08Х18Н10Т 80 20 300 0,8 1,3 2 80 8 08Х18Н10Т 20 20 300 10 17 25 70 3 60ГС2 20 20 300 12 14,2 24,6 70 8 Примечание: Р – напряжение циклической нагрузки, f – частота нагружения, Т – температура испытания, N1 – число циклов нагружения перед токовой обработкой, N2 – число циклов разрушения при обычной усталости, N3 – число циклов разрушения образцов, подвергнутых токовой обработке, f – частота и I – амплитуда силы электрического тока при воздействии на сталь, – время воздействия.
2 строка – малоцикловые испытания, 3, 4 строка – многоцикловые испытания.
Рисунок 10 – Зависимость скалярной плотности дислокаций, расположенных в клубковой (1), сетчатой (2) и хаотической (3) дислокационных субструктурах от расстояния до поверхности максимального нагружения. Сталь 08Х18Н10Т;
многоцикловые усталостные испытания;
разрушенное состояние Подобным закономерным образом изменяются и другие параметры субструктуры и фазового состояния стали. Мало- и многоцикловые усталостные испытания аустенитной стали, осуществляемые как по непрерывной схеме нагружения, так и в условиях промежуточного электростимулирования, приводят к формированию градиентной структуры, характеризующейся закономерными изменениями с увеличением расстояния до поверхности разрушения (плоскости максимального нагружения) средних размеров зерен, коэффициента их анизотропии и угла рассеяния вектора структурной текстуры как для зеренного ансамбля в целом, так и для каждого из выявленных типов зерен (высокоанизотропных, среднеанизотропных и изотропных) отдельно.
При этом токовая обработка стали, сопровождающаяся релаксацией дефектной субструктуры и коагуляцией частиц карбидной фазы, не приводит к разрушению градиентного характера структурно-фазового состояния материала, сформировавшегося в результате усталостных испытаний.
При малоцикловой усталости микродифракционный анализ структуры стали выявил присутствие в зоне разрушения образца -мартенсита. В области, на расстоянии ~ 100мкм от поверхности разрушения микротрещины практически не наблюдаются и их вклад в деформацию мал. Степень деформации определяется дислокационным скольжением и развитием деформационного превращения. В образце формируется ячеисто-сетчатая и полосовая дислокационная субструктуры, обнаруживаются кристаллы мартенсита. Не исключено, что полосовая дислокационная субструктура представляет собой остатки анизотропных фрагментов, возникающих на ранних стадиях деформации. Они присутствуют на расстоянии 1,2 мм от поверхности разрушения, т.е. в участках с низкой плотностью дислокаций и без кристаллов - мартенсита.
Наряду с поверхностями раздела деформационного происхождения микротрещины в аустенитной стали могут развиваться в районах с высокой локальной плотностью мелких карбидов или в районе крупных карбидных частиц, где формируется структура с высокой кривизной-кручением кристаллической решетки.
Электростимулирование стали, прошедшей усталостные испытания, сопровождается увеличением скалярной плотности дислокаций и замещением субструктуры дислокационного хаоса типом «упорядоченным» дислокационной субструктуры, протеканием начальной стадии рекристаллизации, преобразованием карбидной фазы (растворением частиц, расположенных в матрице, повторным выделением их вдоль внутрифазных границ в виде тонких прослоек и ростом частиц, ранее располагавшихся на границах), залечиванием микротрещин, сформировавшихся в усталостно нагруженном материале вдоль межфазных границ раздела карбид / матрица, релаксацией амплитуды дальнодействующих полей напряжения. Последние два процесса, несомненно, являются определяющими в увеличении ресурса работоспособности стали при усталостных испытаниях.
Проведенные в настоящей работе исследования показали, что основными источниками кривизны-кручения кристаллической решетки стали (источниками дальнодействующих полей напряжений) являются частицы карбидной фазы (рис. 11, а), границы (рис. 11, б) и стыки границ (рис. 11, в) зерен. При этом наиболее высокие значения амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки стали фиксируются вблизи частиц карбидной фазы, расположенных в объеме зерен ( 3,4103 см-1). Существенно меньше значения амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки исследуемой стали вблизи границ и стыков границ зерен ( 8,5102 см-1). По мере удаления от источника напряжений кривизна-кручение кристаллической решетки снижается (рис. 11, г). Последнее однозначно свидетельствует о градиентном характере изменения кривизны-кручения кристаллической решетки стали.
аб 0,5 мкм 0,5 мкм в г -, 10, см 0,1 мкм 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1, - х, 10, см Рисунок 11 - Электронно-микроскопическое изображение структуры стали. Стрелками указаны изгибные экстинкционные контуры, наблюдающиеся вблизи частиц карбидной фазы (а), стыков границ (б) и границ (в) зерен. Исходное состояние. Черными стрелками указаны изгибные экстинкционные контуры, светлой стрелкой – частица карбидной фазы;
г - градиент кривизны-кручения кристаллической решетки стали, формируемого частицей карбидной фазы, расположенной в объеме зерна (кривая 1) и границей зерна (кривая 2) В главе 10 «Градиент структуры и фазового состава предварительно закаленной стали 60ГС2, индуцированный усталостными испытаниями» анализируются результаты изменения дефектной субструктуры и состояния карбидной фазы предварительно закаленной стали 60ГС2 в зависимости от расстояния до поверхности разрушения. Схема усталостных испытаний была аналогичной стали 08Х18Н10Т, параметры усталостных испытаний приведены в таблице 1. Закалка стали привела к мартенситному превращению с образованием пакетного и пластинчатого мартенсита.
Усталостные испытания стали 60ГС2, находящейся в закаленном состоянии, сопровождаются закономерным изменением дефектной субструктуры кристаллов мартенсита и карбидной подсистемы материала по мере удаления от зоны разрушения образца, что свидетельствует о формировании усталостно-индуцированного структурно-фазового градиента.
Токовая обработка не приводит к разрушению ГСФС, сформировавшихся в результате многоцикловой усталости.
Одним из проявлений усталостно-индуцированного градиента стали 60ГС является эволюция структурно-фазового состояния пакета кристаллов мартенсита по мере приближения к поверхности разрушения образца. А именно, выявлены два пути эволюции пакета: в одном случае в объеме пакета наблюдается разрушение границ кристаллов мартенсита путем их рассыпания (рис. 12а), формирование ячеисто-сетчатой дислокационной субструктуры в которой частицы цементита располагаются по границам ячеек, в другом – субзеренной структуры с последующим протеканием начальной стадии рекристаллизации (рис. 12б).
Средние размеры субзерен и их объемная доля по мере приближения к поверхности разрушения увеличиваются и в слое материала, расположенном вблизи от поверхности разрушения (~1 мкм), составляют 276 нм и ~48%, б а 0,5 мкм 0,5 мкм Рисунок 12 – Электронно-микроскопическое изображение двух типов субструктуры, формирующейся в результате разрушения пакета мартенсита при усталостных испытаниях стали 60ГС2. Стрелками указаны: на (а) – частицы цементита, располагавшиеся по границам кристаллов пакетного мартенсита;
на (б) – субзеренная структура соответственно (рис. 13). Из представленных на рисунке 13, а результатов следует, что скорость увеличения средних размеров субзерен стремительно возрастает вблизи от поверхности разрушения. Электронно-микроскопические исследования показали, что стремительный рост субзерен связан с включением механизма коалесценции субзерен. Частицы, сдерживавшие рост субзерен, в данном случае не являются эффективным препятствием и сохраняются внутри укрупняющегося таким образом субзерна. При достижении критического размера субзерна превращаются в центры рекристаллизации, способные к самопроизвольному росту.
Увеличение средних размеров и объемной доли субзерен сопровождается ростом азимутальной составляющей угла полной разориентации субструктуры стали (рис. 13, а). Следовательно, по мере приближения к поверхности разрушения увеличиваются не только средние размеры субзерен, но и степень их разориентации.
Рисунок 13 - Зависимость параметров элементов субструктуры стали от расстояния до поверхности разрушения Х. Обозначено на (а): D – средние размеры субзерен (кривая 1) и средние поперечные размеры кристаллов пакетного мартенсита (кривая 3), - азимутальная составляющая полного угла разориентации элементов субструктуры (кривая 2);
на (б): Pv объемная доля: пакетов с четко выраженными границами кристаллов мартенсита (кривая 4);
субзеренной структуры (кривая 5);
пакетов с рассып авшимися границами (кривая 6) Следует отметить, что в усталостно разрушенном образце сохраняется некоторое количество пакетов с четко выраженными границами кристаллов мартенсита. Объемная доля таких пакетов снижается по мере приближения к поверхности разрушения (рис. 13, б, кривая 1). Одновременно с этим возрастают средние поперечные размеры кристаллов мартенсита в пакете (рис. 13, а, кривая 3). Анализируя приведенные на рисунке 13 результаты, следует отметить, что в данном случае наблюдается как монотонный (отрицательный и положительный) так и немонотонный (рис. 13, а, кривая 2) градиент параметров зеренно-субзеренной структуры стали.
В главе 11 «Градиентные структуры в сплавах железо-никель, закаленных из расплава» описаны характерные черты макро- и микроградиентных структур, которые образуются в сплавах, содержащих (29 32) % Ni, а также прослежено их влияние на структурно-фазовые превращения и свойства металлических материалов, полученных закалкой из жидкого состояния.
Объектом исследования были выбраны сплавы сплавы Fe – (29-32) % Ni при содержании углерода около 0,02 %. Быстрозакаленные ленты шириной мм и толщиной 50-60 мкм были получены закалкой из расплава методом спиннингования в инертной атмосфере. Часть быстрозакаленных лент предварительно отжигалась в вакууме в интервале температур 800-11000С в течение 1 часа. Мартенситное превращение осуществлялось путем погружения образцов в различные охлаждающие среды с фиксированной температурой (смеси этилового спирта и этилового эфира с жидким азотом).
Установлено, что полученные закалкой из расплава микрокристаллические сплавы Fe с (29-32) % Ni характеризуются макроградиентной и микроградиентной структурами. Показано, что специфика быстрой кристаллизации приводит к расслоению ленточных образцов по никелю.
Содержание никеля в слое толщиной около 10 мкм, который прилегает к свободной поверхности, превосходит равновесное значение даже после отжига при 1000-11000С в течение 1 часа.
Обнаружено, что расслоение по никелю приводит к различной степени протекания атермического мартенситного превращения при охлаждении быстрозакаленных сплавов до криогенных температур и соответственно к различным значениям микротвердости на контактной и свободной поверхностях ленточных образцов. Главной причиной неоднородного протекания мартенситного превращения в областях, прилегающих к контактной и свободной поверхности быстрозакаленного ленточного сплава, безусловно, является наличие макроградиентной структуры, обусловленной неоднородностью химического состава по толщине ленты.
В процессе закалки из расплава в исследованных сплавах происходит весьма заметное расслоение по никелю, и мы имеем дело по существу с естественным ленточным композитом. Наличие подобной макроградиентной структуры не могло не сказаться на специфике механических свойств быстрозакаленных сплавов (рисунок 14).
Рисунок 14 - Зависимость величины микротвердости на контактной (1) и свободной поверхностях (2) быстрозакаленной ленты сплава с 32 % Ni от температуры предварительного отжига в течение 1 часа tотж., 0C Практически всегда затвердевание в условиях закалки из расплава осуществляется движением дендритно-ячеистого фронта кристаллизации, что обусловлено существованием зоны концентрационного переохлаждения расплава и формирование микроградиентных структур.
Полученная нами структура характеризуется наличием дендритных ячеек размером в несколько десятых долей микрона, имеющих форму, близкую к правильным многоугольникам. Ячейки более ярко выраженны на “свободной” (не прилегающей к закалочному диску) поверхности ленты. Наличие ячеистой субструктуры свидетельствуют о том, что в условиях закалки из жидкого состояния в сплавах Fe-Ni реализуется дендритно- ячеистый механизм кристаллизации, и затвердевание осуществляется движением ячеистого фронта.
Проведенный количественный микрорентгеноспектральный анализ показывает, что границы ячеек обогащены никелем (примерно на 1-2 % Ni) по сравнению с центральной зоной ячеек.
Для быстрозакаленных сплавов характерно также наличие дислокационной субструктуры, связанной с закалочными напряжениями и назавершенной структурой границ зерен. Наблюдается заметная корреляция в расположении границ ячеек и дислокаций: накопление дислокаций по границам ячеек. Происходит так, что дислокационные субграницы практически полностью совпадают с границами ячеек.
Формирование микроградиентных структур в закаленных из жидкого состояния сплавах Fe-Ni может в значительной степени определять специфику их функциональных характеристик и магнитных параметров.
Заключительная двенадцатая глава «Закономерности и механизмы формирования градиентных структурно-фазовых состояний в сплавах на основе железа» посвящена выявлению природы и анализу общих закономерностей формирования и эволюции ГСФС при различных внешних механических и энергетических воздействиях на стали и сплавы различных структурных классов. В ней с единых позиций и в одной последовательности обобщены результаты 3-11 глав и выполнен анализ закономерностей проявления градиентов фазового состава, зеренной и внутризеренной структуры на нано-, микро-, мезо- и макромасштабных уровнях. Отмечено, в частности, что в зависимости от закономерностей изменения параметров материала, ГСФС делятся на непрерывные (плавное, монотонное изменение параметров), дискретные (скачкообразное изменение параметров), смешанные (оба случая одновременно). Амплитуды изучаемых характеристик материала могут возрастать, убывать и колебаться.
Непрерывные градиенты рассмотрены на примере дальнодействующих полей напряжений. Морфология изгибных экстинкционных контуров характеризует градиент изгиба-кручения кристаллической решетки материала, величина поперечного размера контуров – степень (амплитуду) изгиба кручения кристаллической решетки. Изучая характер и расположение экстинкционных изгибных контуров в структуре материала, можно сделать вполне определенное заключение об источниках полей напряжений, объемах их локализации и путях компенсации.
В качестве примера формирования дискретного градиента рассмотрены структуры цементации стали. Науглероживание стали 9ХФ сопровождается формированием зонного и слоевого строения материала, при котором параметры (например, фазовый состав и объемная доля фаз) меняются скачком.
Отмечено, что полученные закалкой из расплава сплавы Fe - (29-32) %Ni, характеризующиеся макро и микроградиентными структурами, обладают дискретно-непрерывным градиентом химической неоднородности.
Наложение микро- и макроградиента плотности дислокаций позволяет говорить о существовании смешанного градиента плотности дислокаций.
Поскольку, большинство используемых в технике градиентных структур являются искусственными и делятся, в зависимости от их размещения в объеме материала, на два больших класса: объемные и поверхностные, то с этих позиций рассмотрены ГСФС, сформированные различными методами.
Особенности организации объемных градиентов рассмотрены на примере толстых сварных швов. Отмечено, что кристаллизация сварного шва сопровождается формированием градиентной зеренной структуры, характеризующейся закономерным изменением размеров зерен по мере удаления от центра шва.
Одновременно с зеренной структурой закономерным образом изменяется и морфология карбидной фазы сварного шва. Сварной шов стали 09Г2С представляет собой феррито-карбидную композицию, морфология которой зависит от расположения в объеме шва.
Закономерности формирования поверхностных ГСФС в тонких слоях, где они фиксируются, проанализированы на примере преобразования мартенсита закалки исходного состояния стали У7А при обработке электронным пучком.
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ В работе методами современного физического материаловедения (оптической, электронной дифракционной и сканирующей микроскопии, рентгеноструктурного и рентгеноспектрального анализа) проведены исследования структуры и свойств сплавов на основе железа (сталей различных структурных классов), подвергнутых различным видам энергетического воздействия (облучение импульсным сильноточным электронным пучком, формирование швов сварных соединений, химико-термическая обработка (цементация), деформация при прокатке, ударное воздействие, усталостное нагружение с промежуточным импульсным токовым воздействием, скоростная закалка из жидкого состояния спиннингованием).
Установлено, что все перечисленные виды воздействия сопровождаются формированием градиентных структурно-фазовых состояний, характеризующихся закономерным изменением, в зависимости от расстояния до точки отсчета, параметров, описывающих структурно-фазовое состояние материала.
Выявлено, в результате выполненных исследований, формирование различных типов градиентных структурно-фазовых состояний, характеризующихся объёмным или поверхностным, монотонным или немонотонным, синхронным или асинхронным изменением параметров, протекающем с различными скоростями в одном или нескольких направлениях.
Предложена оригинальная классификация градиентных структурно фазовых состояний, основанная на выделении двух классов – естественные (природные) и искусственные (созданные в ходе технической деятельности) состояния. В каждом из данных классов выделены объёмные и поверхностные (в зависимости от их расположения в объёме материала), непрерывные (плавное, монотонное изменение параметров), дискретные (скачкообразное изменение параметров) или смешанные (оба случая одновременно), возрастающие (монотонный положительный градиент), убывающие (монотонный отрицательный градиент) или колеблющиеся (немонотонный знакопеременный градиент), протяжённые (от миллиметров и более), локализованные (сотни нанометров) и субмикроскопические (единицы десятки нанометров) градиентные структурно-фазовые состояния.
Выявлена совокупность параметров, описывающих градиентное состояние материала, формирующееся при различных видах внешнего энергетического воздействия.
Показано, что формирование градиентных структурно-фазовых состояний в исследованных материалах осуществляется на различных структурных (образец в целом, группа зерен, зерно, субзерно, кристалл мартенсита и пластина феррита в перлитной структуре) и масштабных (макро-, мезо-, микро и нано-) уровнях.
1. Установлено, что обработка высокоуглеродистой стали У7А низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком микросекундной длительности воздействия приводит к формированию градиентного структурно-фазового состояния (ГСФС) макро-, микро- и наномасштабного уровней. Выявлены последовательно расположенные зоны различного структурного состояния стали. В поверхностном слое вдоль радиальных линий в зависимости от расстояния от центра воздействия пучка электронов на поверхность стали присутствуют зона расплава, зона твёрдофазного – превращения и зона температурной стабильности -фазы. Обнаружено закономерное изменение фазового состава стали (мартенсита, аустенита и глобулярного цементита);
исследованы механизмы и степень полноты растворения цементита в зависимости от расстояния от центра воздействия пучка электронов;
установлен градиентный характер изменения скалярной плотности дислокаций и амплитуды внутренних полей напряжений.
2. Выявлено формирование многозонной градиентной структуры сварного шва низкоуглеродистой стали 09Г2С. В градиентной структуре имеют место следующие зоны: центральная, характеризующаяся относительно медленной кинетикой кристаллизации с последующим полным разделением фаз на стадии полиморфного -превращения по диффузионному механизму;
промежуточная, отличающаяся суперпозицией процессов медленной и быстрой кристаллизации с образованием зёрен двух масштабных уровней, и переходная (зона термического влияния), характеризующаяся протеканием процесса рекристаллизации при относительно высоких скоростях охлаждения.
3. Установлено закономерное изменение количественных параметров градиентной структуры: размеров зёрен, фазового состава и морфологии фаз, степени неравновесности структуры по мере удаления от центра сварного шва.
Выявлен градиентный знакопеременный характер изменения параметров фазовой и дефектной структуры материала шва. Диагностированы наиболее напряжённые участки шва, способные при определённых условиях эксплуатации инициировать зарождение микротрещин. Одновременно реализуется другой механизм релаксации внутренних напряжений, происходящий путем локальной пластической деформации материала.
4. Установлено формирование на различных масштабных (нано-, микро-, мезо- и макро-) уровнях градиентной структуры в стали 9ХФ, подвергнутой деформации прокатом. С увеличением расстояния от поверхности прокатки закономерным образом изменяются скалярная плотность дислокаций, амплитуда кривизны-кручения кристаллической решётки – фазы, величина внутренних напряжений, степень фрагментации и средний размер фрагментов, локальный фазовый состав материала. Обнаружены микромеханизмы фрагментации пластинчатого перлита, диагностированы стадии его растворения, изучены источники внутренних полей напряжений, достигающие в локальных участках (на границе раздела карбид / матрица при степени пластической деформации max=0,8 на поверхности испытанного деформацией прокатом валка) значений ~1500-2000 МПа.
5. Выявлен градиентный характер структуры, формирующейся при ударном нагружении конструкционной стали 9Х2ФМ. Параметрами градиентной структуры являются: объёмная доля совершенного, дефектного и фрагментированного перлита, средние размеры перлитных колоний, цементитных и ферритных пластин и фрагментов, скалярная плотность дислокаций, амплитуда кривизны-кручения кристаллической решётки и величина внутренних напряжений. Установлено, что градиентная структура описывается различными монотонными зависимостями от расстояния до поверхности деформации. Выявлено, что наиболее значительные градиенты структурно-фазового состояния обнаружены на мезо- и микроуровнях.
6. Установлено наличие большой пластической деформации в поверхностных слоях сталей 9Х2ФМ и 9ХФ при ударном нагружении и нагружении прокатом. Формирующиеся градиентные структурно-фазовые состояния относятся к типу объёмно-поверхностных. Фрагментация и разрушение пластинчатого перлита носят двухстадийный характер.
Установлено закономерное убывание среднего значения амплитуды кривизны кручения кристаллической решётки ср., её пластической пл. и упругой упр.
составляющих по мере удаления вглубь образца. Измерения показали, что основной вклад в величину внутренних полей напряжений вносит упругая составляющая упр. и суммарное значение возрастает в ~3 раза по мере приближения к поверхности силового воздействия, достигая в поверхностном слое высокого значения max ~1600 МПа.
7. Проведены послойные исследования структурно-фазового состава и его градиентных составляющих стали 9ХФ, подвергнутой цементации.
Формирующийся тип градиента относится к мезоскопическому уровню.
Выявлена закономерная смена фазового состава стали, связанная с уменьшением концентрации углерода в процессе гетеродиффузии в последовательности Fe3C (0,25 ат. %С)-фаза (0,05 ат.%С)-фаза (10-4 ат.
%С). Установлены два типа зависимостей градиентных параметров структуры от расстояния до поверхности цементации: знакопеременный (немонотонный) и знакопостоянный (монотонный).
8. Обнаружено коррелированное изменение размеров и объёмных долей зёрен -, -Fe и параметров тонкой субструктуры стали. Установлено зонное расположение упрочненных и неупрочненных областей цементованной стали с градиентным немонотонным характером изменения средних размеров зерен и параметров дефектной подсистемы, таких как плотность дислокаций, кривизна кручение кристаллической решетки, внутренние напряжения, что обусловлено конкуренцией механизмов упрочнения и разупрочнения. Показано, что структура поверхностной диффузионной зоны, благодаря избытку карбидной фазы и частично аморфизованной поверхности, обладает высокими коррозионной стойкостью, твёрдостью и сопротивлением на износ, однако при этом выявляются весьма высокие поля напряжений и наличие зародышевых микротрещин. Формирование переходной зоны со смешанной структурой обеспечивает высокий адгезионный контакт между зоной реакционной диффузии и объемом материала. Сравнительно слабо упрочненная зона термического влияния повышает сопротивляемость материала в целом при ударных нагрузках, обладает высокой прочностью из-за высокой плотности дефектов и одновременно сохраняет пластичность благодаря характеру дислокационной субструктуры.
9. Выявлено формирование и изучена эволюция градиентных структурно фазовых состояний в аустенитной нержавеющей стали 08Х18Н10Т, подвергнутой много- и малоцикловым усталостным испытаниям по непрерывной схеме до разрушения и в условиях промежуточного воздействия импульсным электрическим током (электростимулирование). Установлено (на качественном и количественном уровнях) наличие усталостно индуцированного структурно-фазового градиента объёмно-поверхностного типа, выявляемого на мезо-, микро- и наномасштабном уровнях. Показано, что электростимулирование способствует увеличению количества источников кривизны-кручения кристаллической решётки -фазы и одновременной релаксации внутренних напряжений, достигающих максимальных значений вблизи крупных карбидных частиц, расположенных в объёме зёрен аустенита.
10. Установлен (на мезо-, микро- и наноуровнях) многофакторный характер и вскрыты микромеханизмы пластифицирующего эффекта воздействия импульсного электрического тока: протекание процессов динамической (собирательной) рекристаллизации зеренной структуры, изменение кинетики (замедление) самоорганизации дислокационной субструктуры;
подавление мартенситного деформационного превращения;
развитие вторичного скольжения при уменьшении амплитуды внутренних напряжений;
коагуляция частиц карбидной фазы;
аномальный массоперенос путем перемещения ионов, в особенности углерода и азота, в кристаллической решетке;
усиление генерации и перемещения дислокаций, содержащих сегрегации углерода ввиду наличия на них заряда;
высокоскоростная диффузия углерода по дислокациям, субграницам и границам зерен;
неоднородный локальный разогрев вследствие неоднородного электросопротивления твердого раствора, обусловленного его неоднородной атомной и дефектной субструктурой.
11. Выявлен (на микро- и наноуровнях) градиентный характер структурно фазового состояния предварительно закаленной стали мартенситного класса 60ГС2, формирующегося в результате испытания на многоцикловую усталость по непрерывной схеме и в условиях воздействия импульсным электрическим током. Тенденция непрерывного закономерного изменения параметров субструктуры и фазового состава проявляется при всех исследованных в работе цепочках испытаний. Обработка материала на промежуточной стадии усталостного нагружения импульсным током сопровождается релаксацией дефектной субструктуры, сглаживанием пиковых значений внутренних полей напряжений, коагуляцией частиц карбидной фазы, увеличением объема материала, вовлекаемого в процесс деформирования при последующих механических нагрузках. Исследование эволюции градиентный структурно фазовых состояний при переходе от одного режима усталости к другому приводит к заключению о том, что токовая обработка усталостно нагруженных образцов не изменяет тип и характер градиентов, различающихся лишь количественно.
12. Изучено формирование градиентных структурно-фазовых состояний в быстрозакаленных микрокристаллических сплавах на основе железа, содержащих (29-32) % Ni, полученных закалкой из жидкого состояния.
Установлено, что градиентное состояние материала проявляется на макро- и микромасштабных уровнях;
относится к типу поверхностных.
Выявлено расслоение по никелю в слое ~10 мкм вблизи свободной поверхности ленточного композита, то есть существенное различие значений концентрации никеля на контактной и свободной поверхностях ленты.
Последнее говорит о формировании макроградиента массовой доли легирующего элемента замещения, что является главной причиной неоднородного протекания мартенситного превращения в областях, прилегающих к контактной и свободной поверхностям, и существенно сказывается на механических свойствах сплавов (микротвердость сплава на свободной поверхности HV=(3-4)·103 МПа, на контактной поверхности HV=(8,5-9,5)·103 МПа).
13. Показано, что дендритно-ячеистый механизм кристаллизации при высокоскоростной закалке из расплава, сопровождающийся образованием внутри зерен мартенсита дендритных ячеек размером несколько десятых долей микрона, приводит к различию в концентрации ( 1-2%) атомов никеля и дефектов закалки, дислоцированных на границах и в срединных областях ячеек, то есть к формированию градиента микроскопического уровня.
Основное содержание диссертации опубликовано:
I. В монографиях и главах монографий:
1. Соснин О.В., Громов В.Е., Козлов Э.В., …, Коваленко В.В. и др.
Малоцикловая усталость и электростимулирование (роль электростимулирования в пластификации стали 08Х18Н10Т, подвергнутой малоцикловым усталостным испытаниям) /Электростимулированная малоцикловая усталость.М.: «Недра коммюникейшинс ЛТД». - 2000. - С.69 103.
2. Конева Н.А., Соснин О.В., Теплякова Л А., …, Коваленко В.В.
Эволюция дислокационных субструктур при усталости. Новокузнецк:
СибГИУ.- 2001. - 97с.
3. Козлов Э.В., Громов В.Е., Коваленко В.В. и др. Градиентные структуры в перлитной стали /Новокузнецк: СибГИУ. -2004. - 224с.
4. Соснин О.В., Громов В.Е., Козлов Э.В., …, Коваленко В.В. и др.
Усталость сталей при импульсном токовом воздействии / Новокузнецк:
СибГИУ. - 2004. - 464с.
5. Иванов Ю.Ф., Коваленко В.В., Козлов Э.В. и др. Градиентные структурно-фазовые состояния в сталях. Новосибирск: Изд-во «Наука». 2006. - 280с.
6. Vorobiev S.V., Gromov V.E., Gromova A.V., …, Kovalenko V.V. etc.
How to increase the fatigue life of steels with different structures: ideas and ways of decisions / Структура и свойства перспективных металлических материалов. Томск: Изд-во НТЛ. - 2007. - С. 537 - 573.
7. Gromov V.E., Sosnin O.V., Kozlov E.V., …, Kovalenko V.V. etc.
Electrostimulated fatique in steels and alloys with different structure /Chine-Russia Simposium “Electroplastic effect In metals”. Novokuznetsk: SibSIU. - 2007. 320с.
8. Коваленко В.В., Козлов Э.В., Иванов Ю.Ф и др. Физическая природа формирования и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний в сталях и сплавах. Новокузнецк: Изд-во ООО «Полиграфист». 2009. - 557с.
II. В изданиях, рекомендованных ВАК Минобрнауки РФ:
9. Коваленко В.В., Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. и др. Модификация структуры и фазового состава стали Х18Н10Т импульсным током// Изв.
вузов. Чер. металлургия. - 2000. -№ 10. - С. 41-45.
10. Петрунин В.А., Коваленко В.В., Коновалов С.В. и др. Пластическая деформация в условиях электростимулированного усталостного разрушения // Изв. вузов. Чер. металлургия. - 2000. - № 12. - С. 46-49.
11. Коваленко В. В., Иванов Ю.Ф., Соснин О.В. и др. Механизмы повышения выносливости нержавеющей стали, подвергнутой малоцикловым усталостным испытаниям// Изв. вузов. Чер. металлургия. - 2000. - № 12. - С.
57-59.
12. Коваленко В.В., Соснин О.В., Иванов Ю.Ф. и др.
Электростимуляция дефектной структуры и фазового состава стали Х18Н10Т при малоцикловых усталостных испытаниях// Физика и химия обработки материалов. - 2000. - № 6. - С. 74 - 80.
13. Иванов Ю.Ф., Лычагин Д.В., Громов В.E., …, Коваленко В.В. и др.
Мезоскопическая субструктура и электроимпульсное подавление усталостного разрушения// Физическая мезомеханика. - 2000. - Т. 3, № 1. - С.
103 - 108.
14. Ветер В.В., Козлов Э.В., Жулейкин С.Г., …, Коваленко В.В. и др.
Фазовый анализ и тонкая структура стали 9ХФ после высокотемпературной цементации// Изв. вузов. Физика. Приложение. - 2002. -№ 3. - С. 18 - 27.
15. Громов В.Е., Гагауз В.П., Попова Н.А., …, Коваленко В.В. и др.
Структура и фазовый состав сварного шва стали 09Г2С// Изв.вузов.Физика. 2002. - №3.- С.33 - 40.
16. Конева Н.А., Теплякова Л.А., Соснин О.В., …, Коваленко В.В.
Дислокационные субструктуры и их трансформация при усталостном нагружении (обзор) // Изв. вузов. Физика. - 2002. - № 3. – С. 87 - 99.
17. Коваленко В.В., Соснин О.В., Громов В.Е. и др. Физическая природа электростимулированного повышения усталостной прочности аустенитной стали 08Х18Н10Т// Изв. вузов. Физика. - 2002. - № 3. - С.28-36.
18. Соснин О.В., Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., …, Коваленко В.В. и др.
Структурно-фазовые превращения в нержавеющей стали при электростимулированной малоцикловой усталости на мезоуровне // Вопросы материаловедения. - 2002. - № 1 (29). - С. 392 - 397.
19. Попова Н.А., Соснин О.В., Коновалов С.В., …, В.В.Коваленко и др.
Электроимпульсное модифицирование дислокационной субструктуры аустенитной марганцовистой стали // Физика и химия обработки материалов.
- 2002. - № 5.- С. 69 - 75.
20. Гагауз В.П., Коваленко В.В., Громов В.Е. и др. Градиентные структуры и фазовый состав толстых сварных швов // Материаловедение. 2002. - №1 (70). - С.40 - 43.
21. Соснин О.В., Коваленко В.В., Громов В.Е. и др. Механизмы структурно-фазовых превращений при электростимулированной малоцикловой усталости // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2002.- № 2. С. 31 - 33.
22. Соснин О.В., Коваленко В.В., Целлермаер В.В. и др.