Субмикроскопическая структура и ее роль в формировании физико-механических свойств дисперсионно-упрочненных материалов на никелевой и железной основах тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

КУКАРЕКО Владимир Аркадьевич

СУБМИКРОСКОПИЧЕСКАЯ СТРУКТУРА И ЕЕ РОЛЬ В ФОРМИРОВАНИИ ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ДИСПЕРСИОШЮ-УПРОЧНЕННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА НИКЕЛЕВОЙ И ЖЕЛЕЗНОЙ ОСНОВАХ

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Томск-2004

Работа выполнена в Институте механики и надежности машин Национальной академии наук Беларуси

Научный консультант:

член-корреспондент НАН Беларуси, доктор технических наук, профессор БЕЛЫЙ А В.

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук,

профессор

ТЮМЕНЦЕВ А Н.

доктор физико-математических наук,

профессор

КОНЕВА

доктор технических наук, профессор БАТАЕВ А.А.

Ведущая организация: Институт металлофизики и функциональных

материалов им. Г.В. Курдюмова ГНЦ ЦНИИ ЧерМет им. И П.Бардина

Защита состоится « 8 » октября 2004г. в 15 часов на заседании диссертационного совета Д 003.038.01 в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН по адресу: 634021, г. Томск, Академический пр, 2/1

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН

Автореферат разослан «_»

2004 г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор технических наук

О В. Сизова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Одним из наиболее перспективных классов современных гетерогенных металлических материалов, обладающих высокими механическими и особыми физическими свойствами, являются дисперсионно-твердеющие сплавы, упрочняемые при старении за счет выделения в матрице частиц дисперсной фазы. Среди металлических сплавов и сталей, подвергающихся термообработке, а также защитных покрытий и модифицированных слоев, сформированных методами инженерии поверхностей, подавляющее большинство содержат упрочняющие частицы. Вместе с тем роль структурных параметров таких дисперсионно-упрочненных материалов и модифицированных слоев в формировании комплекса их физико-механических свойств и характеристик разрушения при различных видах механического нагружения изучена явно недостаточно. В значительной степени указанное положение дел связано со сложностью количественного описания параметров субмикроскопического строения гетерогенных металлических систем. Новый импульс исследованиям в данной области придает интенсивное развитие методов инженерии поверхностей с использованием концентрированных потоков модифицирующих частиц и, в частности, метода ионной имплантации примесей внедрения. Отличительной чертой модифицированных поверхностных слоев материалов на железной основе является синтез в них высокопрочных частиц нитридов, карбидов и боридов, являющихся типичными представителями фаз внедрения и существенно отличающихся по своим свойствам от интерметаллидных фаз, преимущественно выделяющихся в дисперсионно-твердеющих сплавах. Кроме того, быстрое развитие механики пластического деформирования и разрушения твердых тел и, в частности, формирование нового научного направления - физической мезомеханики [1], требует получения дополнительных сведений об особенностях деформирования и разрушения материалов с дисперсными частицами различных типов, а также переосмысления накопленного экспериментального материала. Так в связи с фундаментальной ролью локализованной пластической деформации в формировании основных механических характеристик металлических материалов [1, 2] возникает необходимость раскрытия механизмов локализации сдвигов при деформировании дисперсионно-упрочненных материалов. В частности особое внимание привлекает проблема разупрочнения материалов с дисперсными частицами на поздних стадиях старения, а также механизмы разрушения таких материалов при циклическом нагружении и фрикционном взаимодействии. В связи с этим изучение физической природы дисперсионного упрочнения для материалов, содержащих различные типы частиц и подвергающихся воздействию различных видов механического нагружения, является весьма актуальной задачей.

В качестве объектов исследования по данной тематике наибольший интерес представляют сплавы на №-Сг и Ре-М-Сг основах, упрочняемые интерметал-лидными частицами и модифицированные слои материалов на железной основе, содержащие частицы фаз внедрения. Выбор группы сплавов на М-Сг и Ре-№>-Сг основах обусловлен тем, что они являются типичными представителями распадающихся твердых растворов, широко используются в промышленности, а также характеризуются благоприятным сочетанием их структурных параметров, что де-

лает указанные материалы весьма удобными модельными объектами. С другой стороны, широкое распространение методов ионно-лучевой обработки для упрочнения конструкционных материалов требует систематического исследования особенностей формирования структуры модифицированных слоев и изучения поведения таких материалов в условиях различных видов механического нагружения.

Связь работы с крупными научными программами. Работа выполнялась по заданиям следующих научно-технических программ и тем:

Республиканские научно-технические программы в области фундаментальных исследований (РПФИ), утвержденные ГКНТ СССР и СМ Республики Беларусь - "Машиностроение", тема 156, (1984-1988 гг.); "Машиностроение", тема 2.18 (1991-1995 гг.); "Машиностроение", тема 07 (1996-2000 гг.);

Республиканские научно-технические программы и темы - РНТП "Триботехника", тема 1.05, (1993-1996 гг.); ГНТП "Новые материалы и инженерия поверхностей", тема 1.18, (1997-1999 гг.); БРФФИ-РФФИ, тема Ф99Р-105, (20002002 гг.); БРФФИ-РФФИ, темаТО2Р-086, (2002-2004 гг.).

Цель работы - установление физических закономерностей формирования комплекса механических характеристик дисперсионно-упрочненных материалов на М-& и Fe-Ni-Cг основах, содержащих частицы интерметаллидных фаз, а также модифицированных ионами азота поверхностных слоев материалов на основе железа, содержащих частицы нитридных фаз внедрения, в зависимости от параметров их структурного состояния.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

1. Установление и анализ функциональных зависимостей между количественными характеристиками структурного состояния ряда №-& дисперсионно-твердеющих сплавов и их сопротивлением микро- и макропластическим деформациям, а также разрушению в условиях циклического нагружения и фрикционного взаимодействия. Изучение роли полей упругих межфазовых деформаций в формировании физико-механических характеристик дисперсионно-упрочненных материалов.

2. Исследование физической природы разупрочнения (пониженного дисперсионного упрочнения) М-& и Fe-Ni-Cг сплавов на поздних стадиях старения и анализ влияния на эти процессы параметров структурного состояния, выделяющихся в сплаве интерметаллидных частиц У-фазы, а также размеров зерна сплавов. Изучение механизмов локализации деформации при нагружении дисперси-онно-упрочненных материалов.

3. Описание реального строения прецизионного Fe-Ni-Cг сплава 45ИХТ, изучение особенностей формирования его структуры и механических свойств при закалке и старении, а также после интенсивного пластического деформирования с последующей термической обработкой.

4. Исследование структурных и фазовых превращений в обработанных интенсивными ионными пучками азота поверхностных слоях материалов на железной основе с учетом их химического состава, режимов предварительной термической обработки, а также параметров ионно-лучевого модифицирования.

5. Изучение влияния параметров структурного состояния модифицированных ионами азота материалов на их сопротивление разрушению в условиях фрикци-

онного взаимодействия и циклического нагружения. Анализ механизмов разрушения материалов с модифицированными ионами азота слоями в процессе фрикционного взаимодействия.

Объект и предмет исследования. Объектом исследования являлись широко используемые в современной промышленности жаропрочные никелевые сплавы и прецизионный железо-никелевый сплав, упрочняемые частицами интерметал-лидных фаз, а также ряд модифицированных ионами азота материалов на железной основе, включающий в себя армко-железо, низколегированные конструкционные стали, высоколегированные инструментальные и коррозионностойкие стали. Предметом исследований являлись процессы структурообразования диспер-сионно-упрочненных материалов и модифицированных ионами азота поверхностных слоев, а также физико-механические свойства материалов с дисперсными частицами.

Научная новизна. В работе впервые поставлена и систематически изучена проблема формирования комплекса механических характеристик типичных дис-персионно-твердеющих материалов на №-& и Fe-Ni-Cг основах в зависимости от параметров их структурного состояния. Установлены закономерности влияния объемной доли выделяющейся фазы, размера ее частиц, их морфологии и химического состава, а также величины и знака полей упругих межфазовых деформаций на прирост предела упругости сплавов на стадии упрочнения, сопротивление сплавов усталостному разрушению при циклическом нагружении и износостойкость в режимах адгезионного взаимодействия, граничного трения и абразивного изнашивания. Определены вклады, вносимые в упрочнение частицами фазы и полями межфазовых деформаций. Введено понятие коэффициента дисперсионного упрочнения по пределу упругости и определены его значения для исследованных сплавов.

Исследована природа разупрочияющих процессов, протекающих в сплавах на М-& и Fe-Ni-Cг основах на поздних стадиях старения. Установлено влияние размера зерна, степени регулярности в расположении выделений и наличия областей прерывистого распада на кинетику разупрочнения сплавов. Проведено численное моделирование размещения частиц по объему сферического зерна. Показано, что при одной и той же объемной доле выделений по мере уменьшения количества частиц, содержащихся в объеме зерен, и при появлении неоднородности размера частиц, резко возрастает рассеяние в фактических площадях сечений частиц, пересекаемых различными плоскостями. При этом наибольшее рассеяние обнаруживается в приграничных объемах моделируемых сферических зерен. Сделано заключение, что приграничные объемы зерен, содержащих частицы выделений, являются областями, в которых облегчены акты пластической деформации вследствие их локализации в плоскостях скольжения с пониженной плотностью частиц.

Предложена новая модель разупрочнения дисперсионно-твердеющих спла-вов,основанная на учете статистической неоднородности в распределении частиц по плоскостям скольжения, неоднородности размера частиц и упорядоченности в их пространственном расположении по объему зерна. При этом снижение эффектов дисперсионного упрочнения связывается с локализацией актов пластической

б

деформации в прослойках матрицы, обедненных частицами выделений.

Обнаружено, что выделение в М-& сплаве частиц у'-фазы с отрицательной величиной фактора объемного несоответствия с матрицей приводит к уменьшению сопротивления усталостному разрушению и понижению износостойкости сплава за счет облегченного зарождения на межфазовых границах микротрещин и их ускоренного распространения. Обнаружено явление растворения частиц дисперсной у'-фазы и локализации актов пластической деформации в поверхностных слоях при трении гетерогенных материалов на М-& основе.

Разработан рентгенофазовый метод определения объемной доли фазы в сплавах на №-& и Fe-Ni-Cг - основах. С помощью этого метода для сплава 45НХТ впервые получены систематические количественные данные по объемной доле у'-фазы и размеру ее частиц в широком диапазоне температур и продолжи-тельностей старения. Описано структурное состояние матричной фазы сплава 45НХТ.

Изучены структурно-фазовые превращения при модифицировании ряда конструкционных материалов концентрированными потоками ионов азота. Определено количественное содержание и размер частиц CгN в имплантированных азотом хромистых сталях. Обнаружено присутствие полей упругих межфазовых деформаций в модифицированных слоях, содержащих частицы Сг]Ч, и оценена величина фактора объемного несоответствия Лу/у нитридных частиц с матрицей.

Исследована эволюция микроструктуры и механизмы разрушения упрочненных ионами азота поверхностных слоев материалов в процессе контактного на-гружения при трении. Показано, что формирование высокопрочных поверхностных слоев с градиентной структурой препятствует включению ротационных мод деформации при трении и замедляет процессы образования и распространения усталостных микротрещин при циклическом нагружении и, таким образом, существенно увеличивает износостойкость и выносливость модифицированного материала. Компьютерное моделирование процессов зарождения и развития локализованных пластических сдвигов в приповерхностных слоях модифицированных материалов при трении позволило установить несоразмерность деформаций граничащих областей, приводящих к деградации материалов с покрытием.

Достоверность полученных результатов и обоснованность выводов обеспечена применением современных физических методов исследования структуры и фазового состава исследуемых материалов, использованием методов вычислительного моделирования, проведением комплексных испытаний механических, триботехнических свойств и характеристик выносливости материалов и модифицированных слоев, развернутым анализом литературных данных.

Научная и практическая значимость работы. Полученные результаты развивают представления о физической природе эффектов дисперсионного упрочнения и открывают новые возможности управления свойствами материалов. Предложенные физические модели явлений, происходящих при механическом нагружении и разрушении материалов с дисперсными частицами разных типов, позволяют прогнозировать их работоспособность в условиях циклического на-гружения и фрикционного взаимодействия.

Обнаруженные механизмы локализации деформации в материалах с дисперсными частицами позволяют с новых позиций осветить хорошо известное в науке и практике явление зернограничного проскальзывания, присущего диспер-сионно-твердеющим сплавам, а также прогнозировать эффективность дисперсионного упрочнения для материалов с упорядоченным расположением частиц и ультрадисперсным зерном.

Установленные закономерности влияния параметров структуры на прочностные характеристики, выносливость и триботехнические свойства дисперсион-но-твердеющих материалов с интерметаллидным упрочнением могут быть использованы для оптимизации режимов их термической и термомеханической обработки, а также при разработке новых композиций дисперсионно-упрочненных материалов с заранее заданными свойствами.

Результаты исследований структурно-фазовых превращений при модифицировании ряда конструкционных материалов концентрированными потоками ионов азота позволяют установить режимы ионно-лучевой обработки материалов на железной основе, обеспечивающие формирование структур с высоким сопротивлением усталостному и контактному разрушению при трении. Полученные данные могут быть использованы при разработке высокоэффективных экологически чистых технологических процессов ионно-лучевой обработки конструкционных материалов на железной основе.

Предложенный в работе неразрушающий рентгенофазовый метод определения объемной доли упрочняющей у-фазы в сплавах на М-& и Fe-Ni-Cг - основах может найти применение в научных организациях и на промышленных предприятиях.

Разработанный рентгеноструктурный способ контроля качества закалки изделий из сплавов на М-& и Fe-Ni-Cг - основах внедрен на предприятии Мина-виапрома.

Разработанные приборы экспонировались на ВДНХ СССР и награждены двумя бронзовыми медалями (1975 и 1987 гг.).

Разработанная технология термической обработки ножей гранулятора, изготавливаемых из сталей 40X13 и 95X18, внедрена на МПО «Химволокно» (г. Могилев).

Разработанные технологические процессы сильноточного ионно-лучевого модифицирования азотом внедрены:

- на заводе «Измеритель» (г. Новополоцк), для упрочнения штамповой оснастки;

- в ГНУ ФТИ НАНБ (г. Минск) - создан участок для упрочнения поршневых колец автомобильных двигателей.

Новизна технических разработок подтверждена 3 авторскими свидетельствами на изобретения.

Положения, выносимые на защиту:

Закономерности дисперсионного упрочнения М-& и Fe-Ni-Cг сплавов, раскрывающие в совокупности влияние основных параметров их субмикроскопической структуры на прочностные свойства, характеризующие сопротивление микро- и макропластическим деформациям. Экспериментально обнаруженное явление пониженной эффективности дисперсионного упрочнения в областях преры -

вистого распада.

Физические механизмы разупрочняющих процессов, протекающих при длительном старении №-Сг и Ре-№-1г сплавов, основанные на учете локализации актов пластической деформации в прослойках матрицы, обедненных выделениями. Образование таких прослоек вызвано статистической неоднородностью распределения частиц по объему зерна, размерной неоднородностью частиц и упорядоченностью в их пространственном расположении, которые усиливаются по мере коагуляционного роста частиц и при измельчении зерна. Вероятность появления прослоек с пониженной плотностью частиц наиболее высока в приграничных объемах зерен.

Совокупность данных по влиянию параметров структуры №-Сг материалов с частицами дисперсной фазы на сопротивление разрушению в условиях циклического нагружения и контактного взаимодействия при трении. Экспериментально установленные закономерности снижения сопротивления усталостному разрушению и изнашиванию сплавов при выделении в них частиц с отрицательной величиной фактора объемного несоответствия с матрицей. Модель, связывающая пониженную износостойкость гетерогенных М-Сг сплавов с растворением интер-металлидных частиц в областях интенсивного пластического течения и образованием в участках локализованного сдвига микротрещин, рас-пространяющихся в подповерхностные слои и формирующих частицы износа.

Закономерности структурно-фазовых превращений в элинварном дисперси-онно-твердеющем Ре-№-Сг сплаве 45НХТ при различных режимах его термической и механико-термической обработки. Количественное описание основных параметров субмикроскопического строения сплава.

Комплекс результатов исследований структурно-фазовых превращений в модифицированных интенсивными ионными пучками азота поверхностных слоях материалов на железной основе в зависимости от химического состава материалов, режима их предварительной обработки и параметров ионно-лучевой имплантации. Экспериментально обнаруженное явление образования аморфизированных участков в поверхностных слоях обработанных ионами азота высоколегированных сталей.

Совокупность экспериментальных данных по влиянию структурного состояния и фазового состава, модифицированных интенсивными ионными пучками азота поверхностных слоев материалов на железной основе на их сопротивление разрушению в условиях контактного взаимодействия при трении и циклического нагружения. Механизмы разрушения материалов с модифицированными ионами азота слоями в процессе фрикционного взаимодействия.

Личный вклад автора. Результаты работы получены автором лично, а также в сотрудничестве с научными сотрудниками ИМИНМАШ НАНБ, ФТИ НАНБ и ИФПМ СО РАН. Основные исследования, описанные в диссертации, были выполнены лично автором и под руководством автора. Личный вклад автора заключался в выработке гипотезы исследования, постановке задач, их экспериментальном выполнении, анализе и обобщении полученных результатов, разработке физических моделей. Большинство опубликованных работ по теме диссертации написаны автором после обсуждения полученных результатов с соавторами работ.

За цикл совместных работ "Физическая мезомеханика и новые представления о контактном разрушении градиентных материалов; разработка технологий поверхностной инженерии материалов и конструкций" автор в коллективе соавторов награжден премией имени академика В А. Коптюга за 2002 г.

Апробация работы. Основные положения и результаты работы докладывались на следующих научных конференциях и совещаниях: "Повышение долговечности и надежности машин и приборов" (Всесоюзная научно-техническая конференция. - Куйбышев, 1981); V, V, VI Всесоюзных совещаниях по старению металлических сплавов (Свердловск, 1984,1989, 1992); "Пути повышения технического уровня и надежности машин" (Республиканская научно-технич. конференции, Минск, 1986); International Conférence "Wear of Materials" WOM95, WOM97, WOM99, WOM2003 (10-1995, 11-1997, 12-1999, 14-2003); Международная научно-техническая конференция "Взаимодействие излучений с твердым телом" ВИТТ-95, ВИТТ-99 (Минск, 1995,1999); International Symposium "Ion Implantation of Science and Technology-IIST'97" (Naleczow, 1997); "International Conférence on Surface Modification Technologies" (Paris, 1997); 'World Tribology Congress" (London, 1997); Вторая Американо - Восточно - Европейская конференция "Новые материалы и технологии в трибологии. -NMTT-97" (Минск, 1997); Международная научно-техническая конференция "Прогрессивные технологии обработки материалов" (Минск, 1998); 14th International Conference "Surface Modification Technologies" (Paris, 2000); IV International Conférence "Modification ofProper-ties of Surface of Surface Layers of Non-Semiconducting Materias Using Particle Beams MPSL2001" (Feodosiya, 2001); Международной научно-технической конференции "Надежность машин и технических систем" (Минск, 2001); 6th International Conférence "Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows" (Tomsk, 2002); 4-й Международный симпозиум по трибофатике ISTF 4 (Терно-поль, 2002), VII International Conférence "Computer-Aided Design ofAdvanced Materials and Technologies CADAMT'2003" (Tomsk, 2003); International Workshop "Mesomechaniks: fundamentals and applications (Tomsk, 2003).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 72 работы, в том числе монография, 34 статьи, 3 авторских свидетельства на изобретения, 34 тезиса докладов.

Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов, списка литературы и приложений. Работа содержит 471 страницы текста, 155 рисунков и 29 таблиц. Список литературы включает 328 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении дается краткое обоснование актуальности работы, формулируется ее цель и задачи, указывается научная новизна и практическая значимость полученных результатов, перечисляются основные положения, выносимые автором на защиту, описывается структура работы.

В первой главе проводится анализ литературных данных по субмикроскопической структуре и свойствам дисперсионно-упрочненных сплавов, а также по структуре и свойствам имплантированных ионами азота материалов.

Обсуждаются механизмы распада пересыщенных твердых растворов. Даются краткие характеристики интерметаллических соединений и фаз внедрения. Проведен анализ существующих дислокационных теорий дисперсионного упрочнения, разработанных для определения прироста критического напряжения сдвига (КНС), вызванного выделением в сплаве частиц новой фазы. Обсуждены механизмы разупрочнения дисперсионно-твердеющих материалов, регистрируемого на стадиях коалесценции частиц дисперсных фаз.

Проанализированы имеющиеся в литературе результаты по структуре и свойствам дисперсиошю-твердеющих сплавов на №-Сг и Бе—№-Сг основах. Рассмотрено влияние параметров структуры выделяющихся в них при старении -(— частиц (упорядоченной по типу L12 фазы №3^,^)), на физико-механические характеристики сплавов. Показано, что до настоящего времени отсутствуют систематические данные о влиянии полей упругих межфазовых деформаций, объемной доли и размера частиц, содержащихся в сплавах, на их сопротивление микропластическим деформациям, а также разрушению в процессе циклического нагруже-ния и фрикционного взаимодействия. Не исследованы механизмы локализации пластической деформации при различных видах нагружения сплавов. При обсуждении влияния размера зерен на эффекты дисперсионного упрочнения материалов обращено внимание на явление раннего перестаривания мелкозернистых сплавов, не находящего объяснения в рамках существующих представлений.

Проведен анализ имеющихся в литературе сведений о структуре и свойствах имплантированных ионами азота слоев в материалах на основе железа. Показано, что до настоящего времени механизмы структурных превращений при легировании интенсивными потоками ионов изучены недостаточно. В частности, мало исследованы вопросы влияния исходной структуры материалов, связанной с их предварительной механической либо термической обработками, на массоперенос легирующей примеси. Систематически не изучено влияние химического состава сталей на структуру и фазовый состав модифицированных слоев, а также процессы выделения в них дисперсных частиц. Содержащиеся в литературе материалы о свойствах модифицированных слоев практически не касаются механизмов их разрушения в процессе контактного нагружения при трении.

На основании проведенного анализа формулируются цель и задачи исследований, а также обосновывается выбор материалов.

Во второй главе описываются объекты и методы исследования. Из диспер-сионно-твердеющих материалов на №-& и Fe-Ni-Cг основах для исследований была выбрана группа промышленных жаропрочных сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ и прецизионный элинварный Fe-Ni-Cг сплав 45НХТ. Кроме этого, проводились исследования триботехнических свойств бе-риллиевой бронзы БрБНТ-1,9Мг, как модельного материала со сверхмощными полями упругих межфазовых деформаций. В число исследуемых материалов на железной основе, подвергнутых высокоинтенсивной ионно-лучевой обработке азотом, входили: армко-железо; низколегированные стали 40Х, 40ХН; хромистый чугун; высоколегированные стали 20X13, 40X13, 95X18; аустенитная сталь Х18Н10Т; быстрорежущая сталь Р6М5. Основными методами исследований являлись рентгеноструктурный анализ, просвечивающая электронная микроскопия,

оптическая металлография, физико-химический фазовый анализ. Объемная доля /-•фазы в сплаве 45НХТ определялась с помощью специально разработанного рентгенофазового метода.

Механические испытания сплавов и сталей включали в себя измерения твердости и микротвердости, испытания на предел упругости, релаксацию напряжений, циклическую долговечность и триботехнические испытания.

В третьей главе приведены результаты исследования субмикроскопической структуры М-Сг и Fe-NhCг дисперсионно-твердеющих сплавов, а также влияния структурных параметров на сопротивление сплавов микро- и макропластиче-ским деформациям, разрушению под воздействием циклических нагрузок и в результате фрикционного взаимодействия при трении.

Структурные параметры М-Сг сплавов. В работе приведены полученные для широкого диапазона температур и продолжительностей старения М-Сг сплавов данные по объемному содержанию выделившейся в них /—фазы f и эффективному размеру ее частиц Б. Вследствие различий в периодах решеток матричной и /-фаз исследуемых сплавов, в матричной фазе появляются поля упругих межфазовых деформаций - области, в которых атомы смещены из равновесных положений. Мощность межфазовых деформаций характеризуется величиной фактора объемного несоответствия Ду/у=(ув-УаУуд. В случае фаз с кубической решеткой

значения периодов кристаллических решеток и матричной фаз в свободном от напряжений состоянии). Для сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ значения фактора Ау/у составляют соответственно 0,02; -Ю,015 и ~0.

Электронно-микроскопические исследования морфологии выделений показали, что в М-Сг сплавах на стадиях коагуляционного роста /-частиц протекают процессы их пространственного упорядочения по объему матрицы. При этом по мере увеличения продолжительности изотермических выдержек из хаотически расположенных по объему матрицы /-частиц вначале образуются цепочки выделений, ориентированные вдоль направлений <100> матрицы, а затем формируется трехмерная макрорешетка частиц. Движущей силой пространственного упорядочения частиц является упругая энергия межфазовых деформаций. Наиболее интенсивно процессы упорядочения проходят в сплаве ХН56ВМТЮ, а наименее интенсивно - в сплаве ХН67ВМТЮ. В работе для исследуемых М-Сг сплавов в широком диапазоне температур определены значения коэффициентов теплового расширения матричной и /-фаз, а также плотности упругой энергии, связанной с полями межфазовых деформаций. Различие в значениях коэффициентов теплового расширения фаз приводит к тому, что у сплава ХН77ТЮР с увеличением температуры старения значения фактора и плотности упругой энергии уменьшаются, а у сплавов ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ - напротив, возрастают.

Зависимость предела упругости и твердости М-Сг сплавов от режимов старения. В работе для исследуемых М-Сг сплавов получены данные по значениям их предела упругости («То.ои) и твердости (НУ) после старения в широком диапазоне температур и продолжительностей изотермических выдержек. Показано, что регистрируемые значения и НУ на начальных стадиях старения быстро воз-

растают и после достижения уровня максимальных значений либо сохраняются на том же уровне (стадия упрочнения), либо начинают снижаться (стадия разупрочнения). Наиболее высокие значения Оо.оог и НУ сплавов достигаются после старения при 1020 1С По мере увеличения температуры старения до 1070, 1120 1170 и 1220 К уровень максимальных значений Со.оог и НУ снижается, и время изотермических выдержек, требуемых для их достижения, сокращается.

Связь структурных параметров с пределом упругости и твердостью №-Сг сплавов. Стадия упрочнения. Сопоставление результатов измерений СТо,оог и НУ с данными по структурным параметрам сплавов свидетельствует о том, что при каждой температуре старения уровень максимальных значений предела упругости и твердости соответствует выходу объемной доли у—1частиц на уровень максимальных значений для данной температуры старения. Между объемной долей íи приростом значений предела упругости Дсо.оог (Дсто,оо2= о'о.оог-о'о.ом , гДе о'о.оог и о'о.оог - пределы упругости соответственно для состаренного и закаленного состояния сплавов) и твердости сплавов прослеживается четкая линейная зависимость (рис. 1). В работе для исследуемых М-Сг сплавов определены значения коэффициентов" дисперсионного упрочнения по пределу упругости Ко,оо2=Д<*о,оо2/£ характеризующего упрочняющее действие выделений У-фазы в области микропластических деформаций. Ранее в работе [3] был введен аналогичный коэффициент по твердости КНУ-Проведенное в работе сопоставление значений Ко,оо2 и Кну для разных сплавов показало, что упрочняющее действие частиц /--фазы у них неодинаково. Высокие значения Ко,оо2 И Кну для сплава ХН77ТЮР объяснены совместным действием на эффекты дисперсионного упрочнения сплава самих -частиц (энергии их антифазных границ (АФГ)) и полей межфазовых деформаций. В сплаве ХН67ВМТЮ низкий уровень обусловлен отсутствием в этом сплаве полей межфазовых деформаций. В случае сплава ХН56ВМТЮ относительно пониженные значения Ко.оог и Кну связаны с более низким ДНУ(б) от объемной доли /-фазы: уровнем энергии АФГ у этого сплава (вследствие 1-ХН77ТЮР; 2-ХН56ВМТЮ; малой концентрации в нем титана), а также с относительно невысокой мощностью полей межфазовых деформаций

Анализ данных по дисперсионному упрочнению №-Сг сплавов на основе дислокационных теорий. В работе с использованием силового критерия проведен расчет прироста критического напряжения сдвига (КНС) необходимого для преодоления отрезком дислокации силового барьера, создаваемого в матрице межфазовыми деформациями от одного выделения. В рамках рассматриваемой модели длина отрезка дислокации, приходящегося на одно выделение, определялась, как среднее расстояние между выделениями, пересекаемыми прямой линией. В этом случае окончательное выражение для Дт имеет вид:

Рис. 1. Зависимость ¿00,002 (а) и

Дт = 2,ЮЕ£.

Из полученного выражения видно, что прирост КНС, обусловленный полями упругих межфазовых деформаций, пропорционален модулю сдвига в, параметру е, зависящему от фактора объемного несоответствия Ду/у, объемной доле выделений Г и не зависит от размера выделений. Полученное выражение для Дт по функциональной зависимости совпадает с формулой Мотта-Набарро (Дх = 2<3е0, незначительно отличаясь от нее лишь численным коэффициентом.

Для количественного сопоставления данных по пределу упругости ЛьСг сплавов на стадиях их максимального упрочнения с теориями упрочнения был проведен пересчет значений Даодо/Г на значения относительного прироста КНС Дт/Г= Ко,«»/111» гДе ш-ориентационный фактор Закса. Далее из экспериментальных данных оценивались относительные приросты КНС сплавов, обусловленные присутствием частиц фазы Ах'/{ и полей напряжений Дт"/£

Проведенный анализ полученных данных по Дт/Г показал, что для сплава ХН67ВМТЮ наиболее подходящей теорией, хорошо описывающей стадии упрочнения сплавов, является теория Келли-Николсона, в которой рассматривается перерезание дислокациями выделений с упорядоченной структурой. Для сплавов ХН77ТЮР и ХН56ВМТЮ стадии упрочнения хорошо описываются при совместном использовании теорий Келли-Николсона и Мотта-Набарро. Последняя теория учитывает взаимодействие дислокаций с полями межфазовых деформаций. Обе теории дают линейную зависимость прироста КНС от объемной доли /-фазы и независимость его от размера частиц. Поскольку результаты проведенного в работе расчета упрочнения от полей межфазовых деформаций дают выражение, практически совпадающее с формулой, ранее полученной в работе Мотта-Набарро, то далее при анализе экспериментальных данных используется выражение Мотта-Набарро. Приведенные в работе данные расчетов свидетельствуют об их весьма удовлетворительном количественном согласии с опытом.'

Экспериментальные и теоретические данные по Ах/Т, Дт'/Ги Аг"/( показывают, что преобладающее влияние на увеличение сопротивления микропластическим деформациям сплавов ХН77ЛОР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ при старении оказывают частицы /-фазы. Вклад упругих полей в дисперсионное упрочнение сплавов ХН77ТЮР и ХН56ВМТЮ составляет ~ 35%.

Стадия разупрочнения Ын-Сг сплавов. В исследуемых №-Сг сплавах после выхода значений сода и НУ на максимальные уровни в дальнейшем, по мере увеличения продолжительности старения, начинают развиваться процессы разупрочнения (перестаривания) сплавов. При этом первые признаки снижения 00,002 регистрируются после достижения частицами /-фазы размеров -25 нм для сплавов ХН77ТЮР и ХН56ВМТЮ (Ду/у *0) и -60 нм для сплава ХН67ВМТЮ. Начало снижения НУ соответствует более поздним стадиям старения (-60-70 нм для сплавов ХН77ТЮР и ХН56ВМТЮ и 10-120 нм для сплава ХН67ВМТЮ). Анализ хода кривых (То,оо2 и НУ сплавов показал, что наиболее интенсивно разупроч-няющие процессы проходят в сплавах ХН56ВМТЮ и ХН77ПОР. Менее выражены процессы перестаривания в сплаве ХН67ВМТЮ. При этом относительное

снижение оо.оог У всех сплавов превышает относительное снижение НУ. Проведенное в работе сопоставление экспериментальных значений прироста КНС (на поздних стадиях старения) с теоретическими их значениями, рассчитанными в соответствии с моделями Орована и парного перерезания, показало неприменимость этих теорий к трактовке экспериментальных данных. Далее в работе показано, что наблюдаемые эффекты разупрочнения сплавов не находят объяснения и в рамках модели релаксации межфазовых напряжений.

Для объяснения интенсивного разупрочнения сплавов с полями межфазовых деформаций в работе выдвинута следующая модель. При упорядоченном расположении выделений в матрице в разных системах скольжения (в том числе и в системе легкого скольжения {111} < 110>) появляются прослойки, где плотность частиц оказывается значительно меньшей, а длина свободного пробега дислокаций значительно большей, чем в случае хаотического распределения выделений. Если принять, что пластические сдвиги будут осуществляться в большей степени за счет перемещения дислокаций в таких прослойках, то можно полагать, что по мере увеличения регулярности в расположении выделений дисперсионное упрочнение сплавов должно уменьшаться. Для случая малых деформаций (испытания на микропластические сдвиги должны, очевидно, локализоваться, в первую

очередь, в таких сравнительно свободных от частиц слоях. При значительных же деформациях (испытания на НУ), когда перемещение дислокаций носит лавинообразный характер, пластические сдвиги будут менее избирательны и в достаточной мере одинаково захватывать как слои с пониженной, так и с повышенной плотностью частиц. Проведенный в работе анализ экспериментальных данных показал, что предложенная модель позволяет объяснить не только наблюдаемое снижение и НУ сплавов на поздних стадиях старения, но и более сильное снижение по сравнению с НУ.

Роль размера зерен в процессах разупрочнения сплава ХН67ВМТЮ при длительном изотермическом старении. При рассмотрении проблемы, связанной с закономерностями образования прослоек, обедненных выделениями, следует учитывать не только степень порядка в расположении выделений, но и принимать во внимание размеры плоскостей скольжения, в пределах которых проходят акты пластической деформации. Для поликристаллических материалов эти области соответствуют размерам их зерен. С уменьшением размера зерна существенно снижается количество частиц, содержащихся в его объеме, а также число частиц, пересекаемых средней плоскостью скольжения зерна. В связи с этим можно ожидать, что при достаточно малых размерах зерен даже в случае хаотического расположения выделений по матрице из-за статистической неоднородности их распределения могут появляться плоскости, обедненные и обогащенные выделениями. В связи с этим в работе исследована кинетика разупрочнения при длительном старении образцов №-Сг сплава ХН67ВМТЮ с различными размерами зерна БЗ (от 0з=0,028 мм до 0з=0,36 мм). Установлено, что интенсивность разупрочнения сплава существенно увеличивается при переходе от образцов с крупнокристаллической структурой к мелкозернистым образцам (рис.2). В работе показано, что наблюдаемые закономерности изменения кинетики разупрочнения сплава от раз-

100 1000 10000 Поодмжятелыюстъ cnoemu. un

Рве. 2. Зависимость прироста твердости ДНУ от режима старения при 1170 К образцов сплава ХН67ВМТЮ различной зернистости. Кривые 1, 2, 3,4, 5 отвечают диаметрам зерна, соответственно равным 0,36; 0,128; 0,084; 0,055 и 0,028.чм

мера его зерна не могут быть объяснены на основе общепринятых моделей разупрочнения, а также связаны с какими-либо различиями в структурном состоянии крупно- и мелкозернистых образцов сплава. Для объяснения ускоренного разупрочнения мелкозернистого сплава в работе выдвинута гипотеза, связывающая снижение эффектов дисперсионного упрочнения с локализацией пластических сдвигов в прослойках, содержащих пониженное количество выделений вследствие статистической неоднородности их распределения по объему зерна.

На рисунках За и 36 представлены схемы, иллюстрирующие увеличение числа плоскостей, свободных от выделений, при переходе от крупного к мелкому зерну сплава. Важным следствием данной модели является то, что по мере приближения к приграничным объемам зерен, из-за существенного уменьшения площади плоскостей скольжения, вероятность появления прослоек из плоскостей, обеденных выделениями, должна возрастать и локализация деформации усиливаться. Оценки среднего количества частиц К, приходящихся на среднюю плоскость скольжения зерна, показали, что начальные стадии снижения твердости образцов сплава с разным размером зерна отвечают значениям М,~104. Проведенная в работе оценка вероятности появления плоскостей скольжения с пониженной плотностью выделений в допущении Пуассоновского закона распределения выделений по плоскостям показала, что даже в случае N«=10* существует заметная вероятность появления плоскостей, обедненных выделениями.

Определение уровня значений N. для начальных стадий снижения НУ крупнозернистых сплавов ХН77ТЮР и ХН56ВМТЮ (М»~3'105) подтвердили справедливость сделанного ранее вывода о том, что разупрочнение этих сплавов связано с упорядоченностью в пространственном расположении их 1

/-частиц. Для оценки комплексно- Рис. 3. Схема, иллюстрирующая частоту появления го влияния структурных факторов

на вероятность появления плоскомелкого (б) зерна

стей с пониженной плотностью выделений в работе было проведено вычислительное моделирование размещения частиц в зерне с последующим количественным определением содержащихся в нем плоскостей скольжения, характеризующихся пониженной долей пересечений с частицами.

Вычислительное моделирование размещения частиц в зерне. При моделировании использовались зерна двух форм - кубической и сферической. Сферическое зерно являлось моделью зерен металлических материалов. В процессе моделирования проводилось размещение заданного количества частиц N, с заданной номинальной объемной долей f„ в объеме зерна и полагалось, что частицы расположены хаотически, имеют сферическую форму, не пересекаются друг с другом, а также не пересекают границы моделируемого объема. Расчет выполнялся как для случая однородных по размеру частиц, так и для полидисперсной смеси частиц. В последнем случае использовалось выражение, полученное Вагнером. После завершения процедуры размещения частиц производилось сечение моделируемого объема равноотстоящими плоскостями Х| = const (начиная с i = 1, что соответствовало центру зерна, до i = 2000, что соответствовало краю моделируемого объема). Для каждой плоскости вычислялись количество частиц в сечении N„ значение суммарной площади сечений частиц 2S4,-, площадь сечения зерна S[, а также их отношение ISVSpfi (здесь f,- фактическое значение объемной доли частиц в сечении х,).

Результаты компьютерного эксперимента свидетельствуют об увеличении рассеяния в фактической объемной доле f, пересекаемых плоскостями сечения частиц по мере удаления от экваториального сечения зерна и приближения к его границе (рис. 4). С уменьшением количества частиц, размещенных в объеме сферического зерна, рассеяние значений f, резко возрастает) и вблизи поверхности зераа появляются прослойки с весьма низкой объемной долей, содержащихся в них частиц. На рисунке 5 приведены кривые эмпирических функций распределения значений относительной объемной доли частиц f/f„, пересекаемых плоскостями сечения Х|, для случаев разного количества частиц N», размещенных в объеме зерна. Фактически в этом случае моделируется процесс коагуляции дис- Рис. 4. Распределение значений фактической объем-персных частиц и/или уменьшения вой доли полидисперсных частиц f„ пересекаемых размера зерна. Можно видеть, что по сечениями х„ по высоте R моделируемого сфериче-мере уменьшения количества частиц, ского зерна (N,=500 lO^f.^O.l) содержащихся в зерне, существенно возрастает вероятность появления плоскостей с пониженной объемной долей пересекаемых ими частиц. Далее в работе показано, что неоднородность размера частиц и уменьшение их объемной доли также приводят к увеличению вероятности появления прослоек с пониженной плотностью выделений. Указанные закономерности находятся в полном соответствии с предлагаемой в работе статистической моделью разупрочнения. Появление сечений с пониженной объемной долей частиц в первую очередь связано с высокой статистической неоднородностью распределения частиц в приграничных объемах зерен, которые могут составлять до 70% от общего объема зерна. Таким образом,

■Alel

4i

Сфераческос »ер» N-500*10', N—'*4400' V"0»1 >

010 0.2 04 0« 00 10

Paccionue ccnernu х, от оеотра мрм

в поликристаллическом материале с дисперсными частицами, каждое зерно, по сути, является объектом, имеющим градиент свойств при переходе от центра зерна к его поверхности. При этом наиболее вероятным местом образования прослоек с пониженной концентрацией частиц являются приграничные объемы зерен, в которых в первую очередь и происходят акты локализованной деформации. В работе отмечено, что полученные результаты Р,с-5- кР"ь>е функции распределения значений

относительной объемной доли полидисперсных позволяют с новых позиции осве- частИц (Д^ пересекаемых сечениями х; сфериче-

тить хорошо известное в науке и Ского зерна, полученные для рааличных >|упри практике явление зсрнограничного £,=0.1.

проскальзывания, а также прогнозировать эффективность дисперсионного упрочнения для материалов с упорядоченным расположением частиц и ультрадисперсным зерном.

Влияние субмикроскопической структуры на циклическую долговечность сплавов на М-Сг основе. В работе показано, что циклическая долговечность N1-Сг сплавов в гомогенном (закаленном) состоянии зависит от концентрации в них атомов W и Мо. В области малых амплитуд циклической деформации е» (многоцикловая усталость) увеличение содержания W и Мо в М-Сг сплавах замедляет кинетику образования микротрещин и приводит к росту циклической долговечности сплавов за счет увеличения в них энергии межатомных связей и понижения энергии дефектов упаковки. В области высоких амплитуд циклической деформации (малоцикловая усталость) сплав ХН56ВМТЮ, легированный большими концентрациями атомов W и Мо, вследствие пониженной вязкости разрушения демонстрирует более низкое сопротивление разрушению, по сравнению со сплавами ХН77ТЮР и ХН67ВМТЮ. Установлено, что усталостные микротрещины в М-Сг сплавах с гомогенной структурой зарождаются уже на самых ранних стадиях испытаний (~ 5-6% от общей долговечности образцов).

При анализе кривых усталости, полученных для М-Сг сплавов в различных структурных состояниях, было установлено, что в области многоцикловой усталости самые низкие значения циклической долговечности отвечают закаленному (гомогенному) состоянию материалов. Старение сплавов- ХН77ТЮР и ХН67ВМТЮ приводит к существенному росту числа циклов до их разрушения (рис. 6). При этом, по мере увеличения объемной доли выделившейся в сплавах у— фазы,отмечается пропорциональное возрастание их циклической долговечности. Образование микротрещин на поверхности N1 - Сг сплавов с частицами регистрируются на более поздних стадиях циклических испытаний (10-15 % от общей долговечности), чем у закаленных сплавов. Для количественной оценки эффективности действия частиц на выносливость сплавов в работе исследована зависимость между объемной долей частиц f и величиной относительного прироста

циклической долговечности ДЫ/Им, (см. рис 7). Показано, что для сплавов с Ду/у^О в области низких амплитуд деформаций испытаний величина сплавов линейно пропорциональна объемной доле содержащихся в них /-частиц. В этом отношении поведение циклической долговечности сплавов подобно описанному выше поведению их твердости и предела упругости.

Для сплава ХН56ВМТЮ выделение /—

Рис. 6. Кривые усталости для сплава

частиц при старении также приводит к увели- * / .

чению выносливости сплава в области многоцикловой усталости. Вместе с тем прирост числа циклов до разрушения в результате старения этого сплава не столь значителен, как в случае сплава ХН77ТЮР, а величина прироста не связана линейной зависимостью с объемной долей /-фазы (рис. 7).

Возрастание амплитуды циклических деформаций при испытаниях сплавов с частицами приводит к снижению их долговечности. Наиболее быстрое уменьшение выносливости с ростом еа обнаруживается у образцов сплавов, характеризующихся повышенным содержанием /—частиц. Вследствие этого в области малоцикловой усталости (е»>0,5-0,6%) относительно повышенное сопротивление разрушению регистрируется у образцов сплавов с гомогенной структурой (состояние закалки), либо образцов, содержащих малые количества /-частиц (рис. 6). Кроме этого, из всех исследованных сплавов наиболее быстрое снижение выносливости по мере увеличения амплитуды циклических деформаций обнаружено для состаренного сплава ХН56ВМТЮ, характеризующегося отрицательной величиной объемного фактора

Сделано заключение, что выделение при старении упрочняющих частиц и присутствие вокруг них полей межфазовых деформаций приводят к замедлению кинетики зарождения усталостных микротрещин и

возрастанию циклической долговечности

_ (шч/гч.

сплавов при низких е, в области многоцикло- _,„„л „„ „,™,

1 ■ — соответственно число циклов до разру-

вой усталости. При высоких амплитудах циклических деформаций, частицы выделений и поля межфазовых деформаций препятствуют релаксации упругой энергии циклических напряжений посредством пластической деформации в устье трещин, что увеличивает скорость их распространения и снижает выносливость сплавов в области малоцикловой усталости.

Для сплава ХН56ВМТЮ суперпозиция действующих в материале цикличе-

3 10 I) >0 21 Обмыим доля у- ф«зк об. %

Рис. 7. Зависимость AN/N» Ni-Cr сплавов от объемной доли / - фазы при амплитуде циклической деформации е,=0,2%

(IW N»y N„, где К^рИ NM

ских напряжений растяжения с гидростатическими напряжениями растяжения в частицах облегчает зарождение микротрещин на межфазовых границах. Далее, по мере роста усталостных микротрещин, растянутые /-частицу попадая в поле напряжений у вершины развивающейся трещины, разрушаются по межфазовой границе, и трещина скачкообразно распространяется по материалу. Таким образом, присутствие в сплаве /-частиц с отрицательной величиной объемного фактора (Ду/усО), с одной стороны, препятствует генерированию, перемещению и накоплению дислокаций и, таким образом, замедляет кинетику зарождения микротрещин при низких амплитудах циклической деформации, с другой стороны - облегчает зарождение и распространение микротрещин в сплаве при повышенных амплитудах деформации.

В работе показано, что в диапазоне значений 1)~20-200 нм, размер выделений, а также увеличение регулярности в их расположении по объему матрицы практически не влияют на циклическую долговечность №-Сг сплавов в процессе испытаний в области многоцикловой усталости. При испытаниях с высокими амплитудами деформаций увеличение размера частиц приводит к некоторому снижению сопротивления усталостному разрушению сплавов.

Сопротивление контактному разрушению при трении Ыь-Сг дисперсионно-твердеюших сплавов. В работе показано, что в режиме адгезионного взаимодействия при трении без смазки сплавов ХН77ТЮР и ХН67ВМТЮ (Ду/у£0), содержащих относительно небольшие количества частиц у- фазы {(<5-1 об.%), интенсивность линейного изнашивания 1ь образцов сохраняется на уровне значений закаленных сплавов (рис. 8). По мере дальнейшего возрастания объемной доли выделившейся при старении /-фазы и увеличения НУ сплавов интенсивность их изнашивания быстро увеличивается и достигает значений, существенно превышающих уровень 1ь для закаленного состояния материалов (рис. 8). В случае сплава ХН56ВМТЮ (Ду/у<0) наиболее высокая износостойкость регистрируется в гомогенном закаленном состоянии. Выделение /-частиц при старении приводит к существенному падению износостойкости сплава (см. рис. 8). Увеличение размера /-частиц, выделившихся при старении №-Сг сплавов, приводит к некоторому снижению их изно- Рис. 8. Зависимость интенсивности лкнейво-состойкости. Значения коэффициента тре- го изнашивания Ь №-Сг сплавов от объем-ния для исследуемых режимов обработки ВОЙ доли, содержащейся в сплавах/-фазы: №-Сг сплавов находились на уровне 0,72- ! ~ ~ ХН56ВМТЮ;

3 — хн07вм по

Результаты проведенных структурных исследований показали, что в случае закаленных №-Сг сплавов, характеризующихся низким сопротивлением зарождению и перемещению дислокаций, процессы множественного скольжения дислокаций в поверхностях трения приводят к формированию в них полосовых суб-

\ У

И

У V

■_г- <г" А

' 3

0 а 5 г г

структур, переходящих в более глубоких слоях в фрагментированные и ячеистые субструктуры (см. схема рис. 9а). При этом поверхностный слой интенсивно деформируется за счет проскальзывания и разворота фрагментов по механизму ротационной пластичности, обеспечивающей аккомодационную подстройку материала слоя для сохранения его сплошности. Процессы интенсивного пластического течения и фрагментации поверхностных слоев также сопровождаются их деформационным упрочнением и резким увеличением значений прироста физического уши-рения дифракционных линий матричной фазы. Вследствие высоких пластических свойств таких структур их образование обуславливает эффективное поглощение энергии фрикционного взаимодействия.

Адгезионное взаимодействие состаренных сплавов приводит к множественному перерезанию частиц у'-фазы в поверхностном слое и их растворению. При этом на поверхности образуется слой с полосовой субструктурой, практически не содержащий частиц. В более глубоких слоях обнаруживается перерезание и вытягивание частиц в направлении пластического течения поверхностного слоя, а также образование прослоек матрицы, обедненных частицами за счет их растворения. На межфазовых границах образуются поры, а в прослойках, обедненных частицами - микротрещины, через которые проходят магистральные трещины отрыва, формирующие частицы износа. В подповерхностных слоях регистрируются пересекающиеся полосы сдвига. Сделано заключение, что в сплавах с Ду/у>0 выделение относительно небольших количеств мелких частиц не приводит к радикальным изменениям в механизме пластического деформирования их поверхностных слоев при трении. В результате растворения частиц вследствие механически активированного возврата пластическое течение поверхностных слоев гомогенизируется и в них образуется полосовая субструктура, переходящая в ячеи-сто-фрагментированную. Сами слои испытывают интенсивное деформационное упрочнение. При этом износостойкость сплавов сохраняется на уровне закаленных образцов. По мере увеличения концентрации выделившихся в сплавах частиц процессы формирования ячеистых субструктур в подповерхностных слоях блокируются. Пластические сдвиги в направлениях максимальных сдвиговых напряжений начинают проходить избирательно - в плоскостях скольжения с пониженной плотностью частиц, формируя полосы сдвига (см. схема рис. 96). Множественное перерезание частиц дислокациями в таких полосах сдвига также приво-

дит к растворению в них частиц и образованию прослоек, свободных от выделений. Локализация деформации в свободных от частиц прослойках способствует зарождению в них микротрещин при трении. Вместе с тем высокая концентрация частиц в окружающих прослойки объемах материала и в подповерхностных слоях, затрудняет релаксацию напряжений в устьях микротрещин и увеличивает хрупкость разрушения материала. В результате микротрещины глубоко распространяются в подповерхностные слои и формируют относительно крупные частицы износа. Интенсивность изнашивания сплавов при этом возрастает, а деформационное упрочнение поверхностных слоев падает.

Для сплава ХН56ВМТЮ характерно сильное увеличение износа в режиме трения без смазки даже при небольшой концентрации выделившихся частиц (рис. 8). При этом присутствие в сплаве ХН56ВМТЮ растянутых частиц облегчает зарождение микротрещин на межфазовых границах уже на самых ранних стадиях пластического течения сплава. С другой стороны, упорядоченное расположение частиц по матрице и их растворение в процессе адгезионного взаимодействия, создают условия для быстрого распространения микротрещин. В результате ускоренного образования и распространения микротрещин фрагментирование структуры сплава при трении блокируется и пластичность сплава с частицами резко падает уже при малых их содержаниях. Присутствие же в матрице прослоек, свободных от выделений, обеспечивает беспрепятственное распространение микротрещин в подповерхностные слои и интенсифицирует разрушение сплава.

Обнаруженное в работе качественное соответствие между износостойкостью при адгезионном взаимодействии и малоцикловой усталостью М-Сг сплавов свидетельствует о близости механизмов их разрушения в условиях интенсивного пластического деформирования сплавов.

При анализе полученных данных о влиянии объемной доли выделившейся при старении №-Сг сплавов /-фазы на их абразивную стойкость обнаружено, что для сплавов с величиной объемного фактора Ду/у£0 наблюдается возрастание сопротивления изнашиванию по мере увеличения £ В случае сплава ХН56ВМТЮ выделение частиц с Ду/у<0 приводит к снижению абразивной стойкости сплава. Указанное явление связано с ускоренным зарождением микротрещин в гидростатически растянутых /-частицах и на межфазовых поверхностях. Увеличение размера частиц /-фазы до Б~100нм не приводит к существенному изменению абразивной стойкости №-€г сплавов. ''

В режиме трения со смазкой наибольшей износостойкостью №-Сг сплав ХН77ТЮР обладает в закаленном (гомогенном) состоянии. Выделение /-частиц в сплаве приводит к интенсификации процессов изнашивания. Причиной пониженной износостойкости сплава ХН77ТЮР с частицами, по сравнению с закаленным сплавом, является снижение вязкости разрушения и повышенная скорость распространения в нем усталостных трещин, образующихся в поверхностных слоях сплава при граничном трении. Кроме этого, при испытаниях состаренных сплавов в продукты изнашивания попадают сравнительно твердые частицы, которые, разрушая пленку окислов на поверхностях трения, могут инициировать процессы адгезионного взаимодействия контактирующих поверхностей.

В работе проводилось исследование триботехнических свойств Cu-Be сплава БрБНТ-1,9Мг со сверхмощными полями упругих межфазовых деформаций (Av/v=-0,17). Установлено, что, как и в случае Ni-Cr сплава ХН56ВМТЮ, интенсивность изнашивания сплава БрБНТ-1,9Мг заметно возрастает уже на самых ранних стадиях старения. На поздних стадиях старения сплава по мере релаксации упругих межфазовых деформаций износостойкость сплава существенно возрастает. Обнаружено растворение частиц интерметаллидной фазы СиВе в припо-верхностых слоях. Установлено, что легирование сплава атомами бериллия, несмотря на существенное твердорастворное упрочнение, приводит к снижению адгезионной стойкости сплава в состоянии гомогенного твердого раствора (состояние закалки). Сделано заключение, что отрицательный знак размерного несоответствия между атомами бериллия и меди приводит к уменьшению напряжения разрыва межатомных связей в локальных участках кристаллической решетки сплава, что интенсифицирует зарождение и распространение микротрещин в процессе фрикционного взаимодействия.

В четвертой главе анализируются результаты исследования структурного состояния Fe-Ni-Cr дисперсионно-твердеющего сплава 45НХТ и его физико-механические свойства.

Структура дисперсионно-твердеющего сплава 45НХТ. Распад пересыщенного твердого раствора при старении сплава сопровождается выделением /-фазы, упорядоченной по типу Lh, и протекает по непрерывному и прерывистому механизмам. Наибольшее развитие прерывистый распад достигает при 920-970 К (~30% объема сплава). При более высоких температурах объемная доля областей прерывистого распада уменьшается и составляет для температур 1020, 1070 и 1120 К соответственно 12, 5 и ~0%. В области непрерывного распада /-частицы располагаются хаотически. При длительном старении намечается тенденция к регулярному расположению частиц по матрице - выстраиванию их в цепочки. После длительного старения при 1070 и 1120 К,наряду с частицами /-фазы, в сплаве появляется в небольших количествах ц-фаза (Ni3Ti).

Объемное содержание и размер выделяющихся при старении сплава частиц определены с помощью предложенного в данной работе рентгенографического метода Полученные в работе дифракционные данные свидетельствуют о присутствии в сплаве упругих межфазовых деформаций из-за различных удельных атомных объемов частиц /-фазы и матрицы. Обнаружена специфическая трансформация профиля дифракционных линий матричной фазы в процессе старения, заключающаяся в уменьшении интенсивности правильных исходных отражений 1ю появлении асимметричного размытия линий и образовании однородно уширенных максимумов диффузного рассеяния I). Такая трансформация характерна для сплавов, у которых реализуется модель упругого выделения дисперсной фазы в кристалле. Согласно работ [4, 3], интенсивность излучения, рассеянного таким кристаллом, представляется в виде суммы I=I0+Ii, где I<> ~ е4, определяет интенсивность правильных отражений, a It — интенсивность диффузного рассеяния. Показатель L в факторе ослабления е4* зависит как от параметров структуры (f, D, Av/v), так и £h¡2 (h¡ - индекс интерференции). По мере увеличе-

ния Ь интенсивность Ц уменьшается, а 1| - возрастает. Оцененные значения объемного фактора для сплава 45НХТ составляли Ду/у~0,01. Расчеты дифракционного параметра Ь показали хорошее согласование между величиной Ь и регистрируемыми стадиями трансформации дифракционных линий (420) и (933) матричного твердого раствора (рис. 10). Далее в работе были оценены величины радиальных напря- \ рздлк* жений с, и упругих смещений атомов и в матрице на границе с фазой выделения.

. Разработан иеразрушающий рентгеност-руктурный метод контроля качества закалки упругих чувствительных элементов из сплава 45НХТ. Метод основан на отбраковке закаленных элементов, в которых обнаружены частицы /- фазы.

Влияние структурного состояния на предел упругости и твердость сплава 45НХТ. Наблюдаемый ход изменения ао.оог и НУ сплава

45НХТ при старении является характерным да в ( я я а щ ы ~

дисперсионно-твердеющих сплавов и подобен -м.ч*

ходу изменения этих механических характери- Рис- 10. Изменение профиля линии

стик у исследованных ЫьСг сплавов. Сопос- (из) МоК»' сплава 45НХТ в процессе

тт,. старения при 1070II тавление полученных результатов по со.ою и НУ *

сплава на стадиях максимального упрочнения с данными по его структурным параметрам показало, что в области высоких температур старения (1070 - 1120 К) между Дст0,оо2 и ДНУ, с одной стороны, и {, с другой, существует линейная зависимость. При переходе к более низким температурам старения (большим 1), экспериментальные точки зависимости Доода и ДНУ от Г, в отличие от N¡-01 сплавов, отклоняются от прямой линии (рис. 11). Пониженное дисперсионное упрочнение сплава после старения при 1020 К в работе объяснено более низким упрочняющим действием ламелярных частиц /-фазы, выделившихся по механизму прерывистого выделения. В работе проведен расчет прироста КНС Дт при старении сплава 45НХТ на стадиях его максимального упрочнения. При этом учитывались вклады в упрочнение от самих частиц /-фазы и от полей межфазовых напряжений. Результаты расчета свидетельствуют о хорошем согласовании теоретических и экспериментальных значений Дт для высоких температур старения сплава. Увеличение различия между теоретическими и экспериментальными значениями Дт при понижении температуры старения в работе объяснено ростом объемной доли областей прерывистого выделения при этих температурах. Вклад в упрочнение сплава, вносимый полями межфазовых напряжений, относительно невелик и составляет ~20%.

Снижение 00,002 сплава 45НХТ, как и сплавов на №-Сг основе, начинается на более ранних стадиях старения и идет интенсивнее, чем твердости. Проведенный в работе анализ значений И, на стадиях старения, отвечающих началу снижения НУ, свидетельствует о том, что разупрочнение сплава при высоких температурах

старения преимущественно связано со статистической неоднородностью распределения выделений. При низких температурах старения сплава (1020 К) значения НУ начинают снижаться уже при М„~105, что обусловлено появлением зон прерывистого выделения. Более интенсивное снижение Оэрс2 сплава по сравнению со снижением НУ объяснено преимущественной локализацией актов микропластической деформации в плоскостях, обедненных выделениями.

Проведенные в работе измерения релаксационной стойкости сплава 45НХТ (а, =620 МПа, Т= 470 К) показали, что между релаксационной стойкостью и пределом упругости сплава имеется хорошая корреляция.

Исследование влияния режимов холодной пластической деформации простым сдви- Рис. 11. Зависимость приростов предела гом на структуру и свойства закаленного упругости (а) и твердости (б) сплава сплава 4811X1. В работе исследованы струк- 43НХТ от объемной доли частиц/-фазы, турные превращения в сплаве 45ГОСТ в процессе его интенсивной деформации простым сдвигом (методом РКУ прессования) и последующего старения. Обнаружено, что глубокая деформация закаленного сплава, интенсифицирует структурные превращения при последующем низкотемпературном старении и способствует развитию в нем процессов прерывистого распада с образованием сверхмелких ячеек, размером 1-2 мкм. При старении в области температур 920 - 970 К идут процессы комбинированного прерывистого и непрерывного распада. Длительные выдержки сплава при 1070 К приводят к активизации прерывистого распада в зонах непрерывного выделения с образованием выделений -фазы Результаты измерения физического уширения дифракционных линий матричной фазы после старения по различным режимам свидетельствуют о быстром уменьшении плотности дислокаций в процессе прерывистого распада деформированного пересыщенного твердого раствора. Проведенное в работе сопоставление данных по физическому уширению с полученными электронно-микроскопическими данными показало их хорошее согласование. Сделано заключение, что разупрочнение сплава связано с фазовым превращением фазы в фазу, рекристаллизацией матричной у-фазы при прерывистом выделении и коагуляцией ламелярных частиц упрочняющей фазы.

В пятой главе представлены результаты исследования фазовых и структурных превращений в модифицированных интенсивными пучками ионов азота материалах на основе железа, а также данные по влиянию структурных параметров модифицированных слоев на их механические свойства.

Фазовые и структурные превращения в материалах на основе железа, подвергнутых низкоэнергетической имплантации ионами азота ПРИ ВЫСОКИХ ПЛОТНО-

стях ионного тока. На основании результатов анализа структурного состояния и фазового состава модифицированных азотом слоев показано, что в армко-железе, низколегированных сталях и чугуне низкая растворимость примесей внедрения в a-Fe способствует образованию поверхностного слоя нитридов и выделению нитридпых частиц по границам зерен. Фазовый состав ионно-модифициро-ванного армко-железа, низколегированных сталей и чугуна одинаков и включает в себя e-FeuN и /-FeíN нитриды. Глубина слоя достигает ~100 мкм. Микротвердость слоя у низколегированных сталей составляет 9000-11000 МПа. С увеличением температуры высокоинтенсивной ионной имплантации (ВИИ) в модифицированном слое снижается концентрация e-нитрида и увеличивается содержание низкоазотистого /-нитрида.

Имплантация ионами азота высоколегированных хромистых сталей 20X13, 40X13, 95X18 при 620-720 К приводит к формированию в них модифицированного слоя толщиной от 5-10 до 30 мкм. На поверхности сталей обнаруживаются аморфизированные пленки. Микротвердость слоя после обработки при 670 - 720 К достигает Но,19=15000-17000 МПа. Слой содержит легированный азотом мартенсит (а«), а также частицы нитридных е-, и а"-фаз. При ионной обработке зарегистрировано также уменьшение концентрации в слое исходных карбидов Сг23Св и СГ7С3. После имплантации хромистых сталей при 770 К глубина слоя составляет ~30-40 мкм, а его микротвердость снижается до Но,19^ 12000 МПа. В слое наряду с a -фазой регистрируется присутствие частиц нитрида хрома CrN.

В работе с помощью реттеноструктурного анализа проведена количественная оценка объемной доли и размера частиц нитридной фазы CrN, содержащейся в поверхностных слоях имплантированных при 770 К высокохромистых сталей. Показано, что содержание частиц CrN в модифицированных слоях закаленных сталей меняется от f=17-18 об.% (стали 20X13 и 40X13) до f=26 об.%, (сталь 95X18), а их размер находится в пределах 10-20 нм. Предварительный отпуск стали 40X13, по сравнению с закаленным состоянием, приводит к некоторому возрастанию объемной доли выделившейся при имплантации фазы CrN, а также к существенному (в ~ 2 раза) увеличению среднего размера частиц. Сделано заключение, что указанные различия в параметрах структуры обусловлены отличиями в механизмах образования и роста частиц CrN. В частности, в закаленной стали выделение нитридов идет по механизму распада пересыщенного твердого раствора с образованием зародышей и последующим ростом частиц нитридной фазы CrN. В отпущенной стали 40X13 в процессе ионно-лучевой обработки одновременно образуются частицы двух размеров: мелкие - зарождающиеся по механизму распада твердого раствора и крупные - образующиеся из карбидов по механизму карбид-но-нитридного превращения. Обнаружено различие в периодах кристаллической решетки нитрида CrN в изолированном и неизолированном из матрицы состояниях. Сделано заключение, что такая трансформация структуры нитридной фазы связана с упругими деформациями ее частиц вследствие различия удельных атомных объемов фазы CrN и матричной a-фазы. Проведенный в работе расчет, позволил оценить значение фактора объемного несоответствия для случая упругого выделения частиц CrN в матричной фазе имплантированных азотом хроми-

стых сталей Ду/у = 0,027.

Предварительная деформация и закалка материалов на железной основе, существенно увеличивая концентрацию содержащихся в них дефектов, активирует процессы диффузионного переноса азота в подповерхностные слои. При этом несколько снижается уровень поверхностной твердости слоя, увеличивается его глубина, возрастает содержание в нем низкоазотистых нитридов, а также уменьшается градиент концентрации модифицирующей примеси по глубине. Релаксация дефектов кристаллической решетки, проходящая при повышенных температурах имплантации 720-770 К, снижает активирующее влияние предварительной деформации и закалки на глубину насыщения азотом. Образование в сталях перлитных структур, приводит к снижению глубины ионного азотирования.

В работе показано, что плотность ионного потока и химический состав поверхности играют важную роль в формировании модифицированных слоев при ВИИ азота. В низколегированных сталях (типа 40Х), характеризующихся малой растворимостью азота, режимы имплантации с относительно пониженной плотностью ионного потока и большой продолжительностью облучения приводят к образованию более глубоких модифицированных слоев. В закаленных высокохромистых мартенситных сталях (типа 40X13), вследствие высокой растворимости в них азота и радиационно-стимулированной диффузии, возможно образование глубоких модифицированных слоев при повышенных плотностях ионного тока 1=1,5-2мА/см2 и сравнительно малых продолжительностях обработки.

Исследована структура и фазовый состав имплантированных азотом слоев стали Р6М5. Проведенные электронно-микроскопические и рентгеноструктурные исследования свидетельствуют об образовании в слое областей с нарушенным дальним порядком в расположении атомов. Дня объяснения природы образования аморфных структур в стали Р6М5 в работе используется механизм твердофазной амортизации, связывающий потерю дальнего порядка в расположении атомов матричной фазы с сильными искажениями ее кристаллической решетки при ра-диационно-сгимулированном диффузионном легировании большими концента-циями примесей внедрения.

Установлено, что ионное азотирование нержавеющей аустенитной стали 08Х18Ш0Т при 620-770 К приводит к образованию модифицированных слоев, толщиной соответственно от 3 до 15 мкм и микротвердостью до 14500 МПа. Определен фазовый состав модифицированных азотом слоев.

Влияние структуры модифицированных ионами азота материалов на железной основе на их триботехнические характеристики и сопротивление усталостному разрушению. В работе проведены сравнительные триботехнические испытания модифицированных азотом сталей в условиях трения без смазки. На мезо-масштабном уровне исследованы закономерности развития пластической деформации в приповерхностных слоях модифицированной азотом стали 40Х в условиях граничного трения. Проведены испытания на циклическую долговечность модифицированной ионами азота стали 40X13.

В работе представлены данные по триботехническим свойствам, а также значениям удельной работы изнашивания для ряда модифицированных ионами азота конструкционных и инструментальных сталей. Показано, что ионная обра-

ботка стали 40Х при 670-720 К приводит к существенному возрастанию ее износостойкости по сравнению с исходным состоянием (от 2 до 5 раз в зависимости от режима предварительной обработки и температуры имплантации). Увеличение температуры ионной обработки до 770 К заметно снижает износостойкость микролегированных азотом слоев. На основании данных рентгеновских исследований сделано заключение, что в процессе адгезионного взаимодействия при трении модифицированной азотом при 770 К стали 40Х в ее поверхностном слое в местах тепловых вспышек происходит диссоциация частиц нитридной фазы /-Ре^, приводящая к разупрочнению слоя и снижению его износостойкости. Ионная имплантация азотом высокохромистых сталей типа 40X13, а также аустенитной стали 08Х18Ы10Т1 сопровождается весьма существенным возрастанием износостойкости их поверхностных слоев. В частности, ионная обработка стали 40X13 при 770 К приводит к увеличению ее износостойкости от «30 (предварительная закалка) до «150 раз (предварительный высокий отпуск), а также к возрастанию удельной работы изнашивания. В работе обсуждается различие в износостойкости сталей 20X13, 40X13 и 95X18, имплантированных азотом при 770 К. Сделан вывод, что относительно повышенное сопротивление изнашиванию имплантированной стали 95X18 вызвано выделением в ней больших количеств частиц СгЫ. Проведен сравнительный анализ данных по интенсивности изнашивания модифицированных азотом слоев хромистых сталей и дисперсионно-упрочненных №-Сг сплавов. Сделано заключение, что в отличие от интерметаллидных частиц фазы >№3(А1, Т), выделяющейся в М-Сг сплавах, образующиеся в модифицированных слоях хромистых сталей высокопрочные и термостабильные частицы фазы внедрения СгК в процессе фрикционного взаимодействия не перерезаются дислокациями, эффективно блокируют пластические сдвиги в поверхностях трения и препятствуют процессам локализации деформации в них. Последнее приводит к замедлению кинетики зарождения, а также распространения микротрещин и существенному возрастанию износостойкости слоев, содержащих частицы СгК.

Результаты триботехнических испытаний при трении без смазки стали 08Х18Н10Т свидетельствуют о том, что формирование на ее поверхности тонких упрочненных сдоев мкм) не обеспечивает увеличения износостойкости

модифицированного материала, и упрочненный слой разрушается уже на первых метрах пути трения. В связи с этим в работе, с использованием разработанной в [5] модели, проведены тестовые расчеты, моделирующие сухое трение микровыступа с твердыми покрытиями различной толщины. Показано, что максимум пластической деформации достигается на границе раздела, а с увеличением расстояния от поверхности трения величина пластической деформации монотонно убывает. С ростом толщины твердого покрытия уменьшается как глубина пластифицированного подслоя под покрытием, так и величина пластической деформации, накопленной в подслое. Таким образом, показано, что более толстое покрытие обеспечивает существенно меньшее пластическое деформирование материала основы и поэтому уменьшает напряжения, возникающие вследствие несовместности деформаций покрытия и основы, т.е. обеспечивает лучшую диссипацию энергии, подведенной к системе трения.

Для изучения влияния высокоинтенсивной имплантации ионов азота на механизм разрушения поверхностных слоев в процессе фрикционного взаимодействия было проведено мезоскопическое исследование характера развития пластической деформации модифицированных и немодифицированных образцов стали 40Х при граничном трении со смазкой в условиях высоких контактных давлений. Установлено, что интенсивный износ немодифицированной стали 40Х характеризуется локализацией пластической деформации в приповерхностном слое толщиной в несколько десятков микрон. В этом слое происходит формирование высокодефектной мезоструктуры, по границам элементов которой формируются частицы износа субмикронных размеров. На последующих этапах фрикционного взаимодействия происходит удаление высокодефектного слоя, и в зону трения выходят сравнительно слабодеформированные подповерхностные слои и начинается новый цикл формирования мезоструктуры, содержащей элементы разного масштаба, и их последующего отделения с образованием частиц износа.

Модифицирование азотом стали 40Х на глубину ~50 мкм и более вызывает замедление кинетики накопления повреждений в приповерхностных слоях стали при фрикционном взаимодействии и существенно увеличивает ее износостойкость. При изнашивании образцов, подвергнутых ионной обработке, имеет место локализация пластической деформации в тонком приповерхностном слое (-10 мкм) и практически отсутствует пластическое течение в нижележащих слоях образца.

Показано, что ионно-лучевое азотирование эффективно повышает циклическую долговечность хромистых сталей в области многоцикловой усталости за счет замедления процессов образования и распространения усталостных микротрещин. При этом на сопротивление многоцикловому усталостному разрушению большое влияние оказывает уровень действующих в поверхностных слоях напряжений сжатия. Наиболее высокие уровни напряжений сжатия достигаются в результате ионной обработки сталей при 650-670 К, обеспечивающей высокую концентрацию растворенного в матричной фазе азота.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Проведено систематическое комплексное исследование параметров субмикроскопической структуры ряда типичных дисперсионно-твердеющих сплавов на №-Сг и Ре-М-Сг основах после старения в широком диапазоне температур и продолжительностей выдержек. Получены количественные данные по объемной доле и размерам частиц выделившейся в сплавах интерметаллидной фазы, величине и знаку полей упругих межфазовых деформаций, а также по морфологии выделений. В сплавах на №-Сг основе (ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ, ХН67ВМТЮ) в широком температурном интервале определены коэффициенты теплового расширения матричных и /-фаз, оценены значения фактора Ау/у и плотности упругой энергии.

2. Изучены закономерности дисперсионного упрочнения сплавов на М-Сг и Ре-№-Сг основах в области микро- и макропластических деформаций. Показано, что величины приростов предела упругости и твердости исследованных сплавов

на стадии их упрочнения пропорциональны объемной доле /-фазы, а основными упрочняющими факторами являются сами частицы фазы (энергия их антифазных границ) и поля межфазовых напряжений. В сплавах ХН77ТЮР и ХН56ВМТЮ вклад от полей межфазовых напряжений в прирост критического. напряжения сдвига составляет ~35%, а в сплаве 45НХТ —20%. Показано, что дислокационные теории Келли-Никлсона, Мотта-Набарро и модернизированная в работе теория Герольда-Хаберкорна позволяют получить совпадающую с экспериментом линейную зависимость прироста критического напряжения сдвига от объемной доли выделений и дают удовлетворительное количественное согласование экспериментальных данных с результатами теоретических расчетов. Введено понятие коэффициента дисперсионного упрочнения по пределу упругости, характеризующего упрочняющее действие выделений в области микропластических деформаций. Определены значения этого коэффициента для сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ, ХН67ВМТЮ и 45НХТ. Показано, что присутствие областей прерывистого распада приводит к снижению коэффициентов дисперсионного упрочнения в области микро- и макропластических деформаций.

3. Изучена природа разупрочняющих процессов, протекающих в сплавах на М-Сг и Ре-М-Сг основах на поздних стадиях старения. Показано, что наблюдаемые закономерности снижения предела упругости и твердости сплавов не находят объяснения в рамках общепринятых представлений (модель Орована и т.п.). Предложена новая модель разупрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов, согласно которой снижение эффектов дисперсионного упрочнения на поздних стадиях старения вызвано облегченным перемещением дислокаций и локализацией деформации в прослойках, обедненных выделениями. Образование таких прослоек обусловлено статистической неоднородностью распределения частиц по плоскостям скольжения, неоднородностью размера частиц, а также упорядоченностью в их пространственном расположении. Установлено, что уменьшение размера зерна и объемной доли выделившейся фазы усиливает проявление статистической неоднородности в распределении частиц по плоскостям скольжения и интенсифицирует процессы разупрочнения сплавов при длительных изотермических выдержках. Проведено численное моделирование размещения частиц по объему сферического зерна. Показано, что при одной и той же объемной доле выделений по мере уменьшения количества частиц, содержащихся в объеме зерен, и при появлении неоднородности размера частиц, резко возрастает рассеяние в фактических площадях сечений частиц, пересекаемых различными плоскостями. При этом наибольшее рассеяние обнаруживается в приграничных объемах моделируемых сферических зерен. Сделано заключение, что приграничные объемы зерен являются областями, в которых облегчены акты пластической деформации вследствие их локализации в плоскостях скольжения с пониженной плотностью частиц. Показано, что неоднородность распределения частиц в значительно большей степени снижает сопротивление микропластическим сдвигам, чем мак-ропластическим деформациям.

4. Исследовано влияние параметров субмикроскопической структуры М-Сг стареющих сплавов на их сопротивление усталостному разрушению. Сделано заключение, что циклическая долговечность М-Сг сплавов в области многоцикло-

вой усталости преимущественно контролируется кинетикой зарождения усталостных микротрещин, а в области малоцикловой усталости - скоростью их распространения. Присутствие в сплавах упрочняющих /-частиц приводит к замедлению кинетики зарождения усталостных микротрещин и возрастанию выносливости сплавов в области низких амплитуд циклических деформаций (многоцикловая усталость). В области высоких амплитуд циклических деформаций (малоцикловая усталость) частицы выделений и поля упругих межфазовых деформаций препятствуют релаксации упругой энергии циклических напряжений посредством пластической деформации в устье трещин, что увеличивает скорость распространения трещин и снижает выносливость сплавов в области малоцикловой усталости. Выделение при старении сплавов частиц, характеризующихся отрицательной величиной фактора объемного несоответствия (Ду/у <0), существенно снижает сопротивление сплавов усталостному разрушению при высоких амплитудах циклической деформации за счет ускоренного зарождения и распространения усталостных микротрещин в гидростатически растянутых частицах.

5. Исследованы триботехнические свойства типичных М-Сг дисперсионно-твердеющих сплавов. Установлено, что для М-Сг сплавов, характеризующихся величиной объемного фактора максимальная износостойкость в режиме адгезионного взаимодействия при трении достигается в гомогенном состоянии и при выделении малых концентраций упрочняющих у*—частиц. Увеличение объемной доли частиц /-фазы свыше 5-7 об.% приводит к существенному снижению износостойкости сплавов при адгезионном взаимодействии и некоторому возрастанию их абразивной стойкости. Выделение в М-Сг сплавах частиц у*— фазы с отрицательной величиной объемного фактора Ду/у приводит к уменыпе-нию сопротивления адгезионному и абразивному изнашиванию. Высокая износостойкость М-Сг сплавов в гомогенном однофазном состоянии обусловлена образованием в поверхностях трения фрагментированных и ячеистых структур, эффективно поглощающих энергию фрикционного взаимодействия. Обнаружено перерезание и растворение частиц интерметаллидной фазы в поверхностях трения М-Сг сплавов. Сделано заключение, что растворение частиц вызвано явлением механически активированного возврата. Предложена модель, связывающая пониженную износостойкость гетерогенных N1-01 сплавов с растворением интерметаллидных частиц в областях интенсивного пластического течения и образованием в участках локализованного сдвига микротрещин, распространяющихся в подповерхностные слои и формирующих частицы износа.

6. Изучено влияние структурного состояния сплава медь-бериллий БрБНТ-1,9Мг со сверхмощными полями межфазовых деформаций на сопротивление износу в условиях адгезионного взаимодействия и абразивного изнашивания. Показано, что упругие межфазовые деформации, вызывающие растяжение кристаллической решетки частиц выделяющейся фазы СиВе, понижают адгезионную и абразивную стойкость сплава. Релаксация упругих межфазовых деформаций на поздних стадиях старения сплава приводит к существенному увеличению его износостойкости при одновременном понижении твердости. Легирование меди атомами бериллия приводит к снижению износостойкости сплава медь - берил-

лий в состоянии гомогенного твердого раствора. Пониженная стойкость к контактному разрушению при трении гомогенного сплава Cu-Be объяснена уменьшением напряжения разрыва межатомных связей в локальных участках кристаллической решетки сплава из-за размерного несоответствия атомов меди и бериллия.

7. Исследовано влияние интенсивной деформации простым сдвигом на структуру и свойства сплава 45НХТ после различных режимов старения. Установлено, что низкотемпературное старение приводит к интенсивному развитию процессов прерывистого распада, с образованием сверхмелких ячеек, размером 12 мкм. При старении в области температур 920-970 К идут процессы комбинированного прерывистого и непрерывного распада. Длительные выдержки сплава при 1070 К приводят к активизации прерывистого распада в зонах непрерывного выделения с образованием пластинчатых выделений г|-фазы NijTi. Максимальное упрочнение деформированного сплава 45НХТ достигается после низкотемпературного изотермического старения.

8. Изучены закономерности структурно-фазовых превращений при обработке интенсивными ионными пучками азота ряда конструкционных материалов на основе железа. Исследован фазовый состав модифицированных азотом слоев. Показано, что предварительная закалка и пластическая деформация мартенситных и низколегированных сталей интенсифицирует диффузионный массоперенос азота в подповерхностные слои. В поверхностном слое ионно-модифицированной азотом стали Р6М5 обнаружено образование аморфизированных областей, появление которых обусловлено потерей дальнего порядка в участках матричной мар-тенситной фазы при ее пересыщении азотом в условиях повышенной концентрации радиационно-индуцированных дефектов кристаллической решетки. Определено количественное содержание и размер частиц CrN в имплантированных азотом высокохромистых сталях. Обнаружено образование полей упругих межфазовых деформаций в модифицированных слоях высокохромистых сталей, содержащих частицы CrN, и оценена величина фактора объемного несоответствия Av/v.

9. Исследованы триботехнические свойства модифицированных азотом низколегированных конструкционных материалов на железной основе. Установлено, что максимальная износостойкость в режиме адгезионного взаимодействия модифицированных низколегированных сталей достигается после их обработки при температурах 670-720 К на стадиях образования высокоазотистых нитридных е-фаз. Повышение температуры ионного азотирования низколегированной стали до 770 К, способствующее выделению низкоазотистых нитридных частиц /-FeiN в слое, вызывает снижение его износостойкости. Предложена модель, объясняющая пониженную износостойкость модифицированных слоев, содержащих диссоциацией частиц низкоазотистого нитрида в местах тепловых вспышек при адгезионном взаимодействии контактирующих поверхностей.

10. Показано, что наиболее высокая износостойкость модифицированных азотом слоев в высоколегированных хромистых сталях достигается при выделении в них высокопрочных и термостабильных частиц нитрида CrN в вязкой матрице отпущенного мартенсита. Сделано заключение, что частицы CrN эффектов-

но блокируют пластические сдвиги в модифицированных слоях, препятствуют процессам локализации деформации в них и приводят к замедлению кинетики зарождения и распространения микротрещин при трении. Установлено, что увеличение объемной доли частиц CrN, содержащихся в модифицированных слоях хромистых сталей, сопровождается пропорциональным возрастанием их износостойкости.

11. Установлено, что формирование высокопрочных поверхностных слоев препятствует включению ротационных мод деформации при трении и замедляет процессы образования и распространения усталостных микротрещин при циклическом нагружении и, таким образом, существенно увеличивает износостойкость и выносливость модифицированного материала. Компьютерное моделирование процессов зарождения и развития локализованных пластических сдвигов в приповерхностных слоях модифицированных материалов при трении позволило установить несоразмерность деформаций граничащих областей, приводящих к деградации материалов с покрытием. Разрушение при трении модифицированных азотом слоев малой толщины связано с пластической деформацией подповерхностного слоя.

12. Разработан рентгенофазовый метод определения объемной доли "f— фазы, основанный на измерении интегральной интенсивности ее сверхструктурных отражений.

13. Разработан неразрушающий рентгеноструктурный метод контроля качества закалки изделий из сплава 45НХТ. Соблюдение режима закалки сплава контролируется по отсутствию в изделиях частиц -фазы.

14. Разработан ряд технологических процессов упрочняющей ионно-лучевой обработки ответственных деталей механизмов и технологического оборудования.

Основное содержание работы представлено в 72 работах, в том числе: в одной монографии, 34 статьях и 3 авторских свидетельствах, список которых приводится ниже.

Монография

1. Белый А.В.,КукарекоВА.,ЛободаеваО.В., ТаранИ.К.ШихС.КИонно-

лучевая обработка металлов сплавов и керамических материалов. — Минск: ФТИ НАНБ, 1998.-220 с.

Статьи:

1. Гитгарц М.И., Комарова В.И., Кукареко В.А. Тонкая структура дисперсион-

но-твердеющего элинварного сплава 45НХТ // Физика металлов и металловедение. - 19 8 3 - Т.56. - № 5. - С. 997-1004.

2. А.с. 993720СССР, Способ контроля термической обработки изделий из дис-персионно-тоердеющих сталей типа Fe-Ni-Cr и сплавов на никель-хромовой основе / Гитгарц М.И., Ивашин В.В., Комарова В.И., Кукареко В.А., Жибарева И.Н., Герасимов Е.И., Мисникова Л.Е.- Опубл. в Б.И. №4,1983.

3. Гитгарц М.И., Кукареко В.А. Роль субмикроскопической структуры в сопротивлении микропластической деформации дисперсионно-твердеющих сплавов на никель-хромовой основе. 1. Стадия упрочнения // Физика металлов и металловедение. -1985. - Т.60, - Jfe 4. - С. 798-809.

4. Гитгарц М.И., Кукареко В.А. Роль субмикроскопической структуры в сопротивлении микропластической деформации дисперсионно-твердеющих сплавов на никельг-хромовой основе. 2. Стадия разупрочнения // Физика металлов и металловедение. -1985. - Т.60. -№ 4. - С. 810-815.

5. Гитгарц М.И, Комарова В.И., КукарекоВ.А, ЖибареваИ.Н., Герасимов Е.И. Влияние структурного состояния дисперсионно-твердеющего элинварного сплава 45НХТ на его предел упругости и твердость. // Физика металлов и металловедение. -1985. - Т.62. - № 6. - С. 1195-1202. .

6. А.с. 1359713 СССР, Устройство для испытаний на усталость пластинчатых образцов / Гитгарц М.И., Коновалова Л.В., Кукареко ВЛ>, Толстой А.В. - Опубл. вБ.И.№46,1987.

7. Гитгарц М.И., Кукареко В.А. Влияние размера зерна на процессы разупрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов на поздних стадиях старения // Доклады АН СССР. -1988. - TJ01. -№ 2. - С. 336-340.

8.ГитгарцМ.И., Кукареко В.А. Влияниетемпературы наупругие межфазовые напряжения в никель-хромовых дисперсионно-твердеющих сплавах // Физика металлов и металловедение.-1988.-Т.66.-№ 6.-С. 1133-1138.

9. Гитгарц М.И.,Кукареко В.А. О статистической природе разупрочнения дис-персионно-твердеющих сплавов при длительном изотермическом старении // Физика металлов и металловедение. -1989. - Т.68. - № 3. - С. 582-589.

10. Гитгарц М.И., Комарова В.И., Кукареко В А., Лавренович В.В.,Бодриков В.И., Мотеюнене Г.В., Мишина НА. Неразрушающий рентгеноструктурный метод контроля качества закалки дисперсионно-твердеющих сплавов // Заводская лаборатория. -1992. - № 12. - С. 33-36.

11. Л. с. 1826024, СССР, Устройство для определения предела упругости ленточных образцов при изгибе / Кукареко ВЛ, Комарова В.И., Крупенко АЯ., Гру-цо ТВ. - Опубл. в БЛ. № 25. -1993.

12.Byeli A.V., Kukareko VA., Lobodaeva O. V., Shykh S.K. Microstructural variations and tiibology of molibdenium-type high speed steel ion implanted with high current density nitrogen beams // Wear.-1995. - V.181-183. - P. 632-€37.

13. Кукареко В А., Толстой А.В. Установка для испытания на усталость образцов, выполненных в виде пластинок // Заводская лаборатория. -1995. - № 8. - С. 62-64.

14. БелыйА.В., Кукареко В.А.,Лободаева О. В., ШихС. КФазовые и структурные превращения в материалах на основе железа, подвергнутых низкоэнергетической имплантации азотом при высоких плотностях тока // Физика металлов и металловедение. -1995. - Т.80. - № 6. - С. 82-95.

15. ByeliA. V.,Kukareko VA.,Lobodaeva O. V., Shykh S.K. Solid-state amorphiza-tion of a tool steel induced by high-current-density, low-energy ion inplantation of nitrogen // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research. Sect B. - 1995. -V.I 03.- P. 533-536.

16. Толстой А.В., Шипко А А., Кукареко В А. О роли кристаллического строения кобальтовых порошков в формировании их технологических свойств // Весвд АкадэмН навук Беларуа, серыя ф1зЬса-тэхн1чных навую -1997. - № 1. - С. 3 - 7.

РОС НАЦИОНАЛЬНАЯ БИБЛИОТЕКА C>QtT?p6fpr 09 ТСЭ «ft

«kW

17. ByeliA.K,KukarekoV. A., Lobodaeva O. V., WilburP.J., Davis JA. High current density ion implantation and its application to improve the wear resistance of ferrous materials // Wear. - 1997. - V.203-204. - P. 596-607.

18.Byeli A. V., Kukareko V.A., LobodaevaO. V., ShykhS.K, WilburP.J., Davis J.A. Structure and wear resistance of 20X13 steel ion implanted with nitrogen at a high beam current density // Surface and Coatings Technology. - 1997. - V.96. - P. 255261.

19. Белый А.В., Кукареко В.А. Поверхностная инженерия сплавов на основе железа с применением пучков ионов высокой плотности // Becui Нацыянальнай акадэми навук Беларуси серыя слизжа-тэхшчных навук. -1998. — № 4. - С.60-67.

20. Byeli А. V.,Kukareko V.A., BoyirenkoI. V., KolesnikovaA.A.Friction-induced microstructural variations in steels subjected to low-energy elevated-temperature nitrogen ion implantation // Wear. -1999. - V.225-229. - P. 1148-1158.

21. БелыйА.В., Кукареко В. А., Бояренко И.В. Триботехнические характеристики мартенситных коррозионно-стойких сталей, подвергнутых ионно-лучевой обработке азотом // Трение и износ. -1999. - Т.20. - № 4. - С. 378-387.

22. Кукареко В.А. Роль упрочняющих частиц в формировании трибологиче-ских свойств дисперсионно-твердеющего сплава ХН77ТЮР // Трение и износ -1999.-Т.20.-№ 6.-С. 630-638.

23. Белый А. В., Кукареко В.А., ШихС. К, Бояренко И.В., Тарасевич И.Ю. Влияние плотности ионного тока на структурные параметры и свойства поверхностных слоев в хромсодержащих сплавах железа, модифицированных ионами азота // Физика и химия обработки материалов. - 2000. - № 4- С. 11-17.

24. Кукареко В.А., Толстой А. В. Структура и трибологичсские свойства сплава медь-бериллий // Трение и износ. - 2000.- Т.21. -№ 2. - С. 205-212.

25.Kukareko V.A., Byeli A.V. Dose rate and microstructure of nitrogen ion-implanted chromium steels // Surface and Coatings Technology. - 2000. - V.127. - No. 2-3.-P. 174-178.

26. ByeliA.V.. Kukareko V.A., Kolesnikova A.A., Shykh S.K. Dose rate Influence on the Microstructure of Chromium Steels Subjected to Low-Energy Nitrogen Ion Implantation // Surface Modification Technologies / Edited by T.S. Sudarshan and M. Jeandin. - ASM International, Materials Park, Ohio and IOM Communications LTD., UK, -2001. - V. XIV. - P. 262 - 267.

27.КукарекоВ.А., БелыйА.В., Панин СВ., ШаркеевЮЛ., ЛегостаеваКВ., Калиновский Д.М., Байбулатов ШЛ. Влияние высокоинтенсивной имплантции ионов азота на структуру и поведение стали 40Х в условиях трения и износа // Физическая мезомеханика. - 2002.- Т.5. - № 1. - С. 71-80.

28. Легостаева КВ., Шаркеев ЮЛ, Кукареко В.А. Сравнительное исследование частиц износа и поверхностей трения, формирующихся в процессе трения и износа неимплантированной и ионно-имплантированной стали 45 // Физическая мезомеханика. - 2002. - Т.5. - № 1. - С. 59-70.

29. БелыйА.В., Кукареко В.А., РубцовВ.К, Колубаев А.В. Сдвиговая пластическая деформация и износостойкость ионно-модифицированных материалов с твердыми слоями // Физическая мезомеханика. - 2002.-Т.5. - № 1. -С. 51-57.

30. Белый А.В., Кукареко В.А., Шаркеев ЮЛ., Панин СВ., Легостаева КВ. Поверхностная инженерия и триботехнические свойства имплантированной ионами азота стали 40Х // Трение и износ. - 2002 -Т.23. - № 3. - С. 268-279.

31. Кукареко В.А. Влияние упругих межфазовых деформаций на циклическую долговечность и износостойкость Ni-Cr дисперсионно-твердеющих сплавов // Труды 4-го Международного симпозиума по трибофатике (ISTF 4), 23-27 сен -тября 2002 г., г. Тернополь, Украина, ТГТУ.-Т.1.-С. 238-243.

32. Чувильдеев В.Н., Копылов В.И., Нохрин А.В., Макаров ИМ., Малашенко Л.М., Кукареко В.А. Аномальный рост зерен в нано- и микрокристаллических металлах, полученных методами РКУ прессования. Часть 1. Структурные исследования // Материаловедение. - 2003. - № 4. - С. 9-18.

33. ByeliA. V., Kukareko V.A., Kolesnikova V.A., Shykh S.K. Structure-based sélection of surface engineering parameters to improve wear résistance of heterogeneous nickel- and iron-based alloys // Wear. - 2003. - V.255. - P. 527-534.

34. РубцовВ.Е., КолубаевА.В., БелыйА.В., КукарекоВ.А. Моделирование сдвиговой пластической деформации в приповерхностных слоях материалов с градиентом физико-механических свойств при трении скольжения // Физическая мезомеханика. - 2003.- Т.6. - № 3. - С. 57-61.

35. Кукареко В.А., Барановский КЭ., Калиниченко А.С. Механизм формирования медной пленки при трении без смазочного материала кремний - марганцевой бронзы по стали // Трение и износ. - 2003. - Т.24. - № 1. - С. 92-97.

36. Кукареко В.А. Субмикроскопическая структура Ni-Cr дисперсионно-твердеющих сплавов и их триботехнические свойства в условиях адгезионного взаимодействия // Трение и износ. - 2003. - Т.24. - № 2. - С. 192-202.

37. Белый А.В., Биленко Э.Г, Кукареко В.А. Структура и физико-механические свойства стали 40X13, подвергнутой ионно-лучевой обработке азотом // Трение и износ. - 2003. - Т.24. - № 5. - С. 497-502.

Список цитированной литературы

1. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995.-298 с. и 320 с.

2. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. -М.: Металлургия, 1986. - 224 с.

3. Гигтарц М.И. Закономерности дифракции рентгеновских лучей на полях упругих межфазовых деформаций и субмикроскопическая структура стареющих сплавов: Авт. дисс. докт. физ. - мат. наук. - Киев. - 1978. - 46 с.

4. Кривоглаз М.А. Дифракция рентгеновских лучей и нейтронов в неидеальных кристаллах. - Киев: Наукова Думка, 1983. - 380 с.

5. Rubtsov V., Kolubaev A Modeling of shear deformation in friction by taking into account modification of material's properties // New Achievements in Tribology. Proceeding of 6th International Simposium HINSYC0NT02", 2002, Cracow, Poland. - Ra-dom: ITeE, 2002. - P. 197-206.

¿15 925

Подписано в печать 02.08.2004 г. Формат 60x84x1/16. Бумага офсетная. Тираж 100 экз. Печ.л. 1,8 Заказ № 040802

Отпечатано в типографии ООО "ГАРТ', г.Томск. Тел. 564-564,48-88-47

Введение.

1. Субмикроскопическая структура и свойства дисперсионно— упрочненных материалов.

1.1. Структура материалов, содержащих частицы дисперсных фаз

1.2. Классификация выделяющихся фаз.

1.3. Современные представления о природе упрочнения материалов, содержащих частицы дисперсных фаз.

1.3.1. Дислокационные теории дисперсионного упрочнения сплавов с перерезаемыми выделениями.

1.3.2. Напряжение, требуемое для огибания частиц (упрочнение Орована).

1.4. Структура и свойства дисперсионно-твердеющих сплавов на

Сг и Ие-М-Сг основах.

1.5. Структура и свойства имплантированных ионами азота слоев в материалах на основе железа.

1.5.1. Ионная имплантация.

1.5.2. Структурные и фазовые превращения в имплантированных слоях.

1.5.3. Свойства имплантированных слоев.

1.6. Постановка задачи исследования и выбор материалов.

2. Методика исследования.

2.1. Изготовление и термическая обработка образцов.

2.2. Методика металлографических исследований.

2.3. Электрохимическое разделение фаз.

2.4. Рентгеновские методы исследования.

2.4.1. Методика рентгенографического определения объемной доли у' — фазы и размера ее частиц.

2.4.2. Высокотемпературная рентгеновская съемка.

2.5. Методика электронно-микроскопических исследований.

2.6. Механические испытания сплавов.

2.6.1. Определение предела упругости.

2.6.2. Определение твердости.

2.6.3. Испытания на циклическую долговечность.

2.6.4. Испытания на релаксационную стойкость.

2.6.5. Методика фрикционных испытаний материалов.

2.6.6. Высокоинтенсивная низкоэнергетическая имплантация ионов азота.'.

3. Влияние субмикроскопической структуры №-Сг дисперсионно-твердеющих сплавов на их сопротивление микро- и макропла-стическим деформациям и разрушению.

3.1. Структурные параметры №-Сг сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ после различных режимов их термической обработки.

3.1.1. Объемная доля и размер частиц у'-фазы, величина фактора объемного несоответствия А\/\. ЮЗ

3.1.2. Морфология частиц у'- фазы.

3.1.3. Влияние температуры на упругие межфазовые деформации в сплавах ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ.<.

3.2. Зависимость предела упругости и твердости сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ от режимов старения.

3.3. Связь структурных параметров с пределом упругости и твердостью сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ на стадии упрочнения.

3.4. Анализ данных по дисперсионному упрочнению №-Сг сплавов на основе дислокационных теорий.

3.4.1. Расчет критического напряжения сдвига от полей упругих меж фазовых деформаций в кристаллах с выделениями.

3.4.2.Оценка значений прироста критического напряжения сдвига при старении №-Сг сплавов.

3.5. Связь структурных параметров с пределом упругости и твердостью сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ на стадии разупрочнения.

3.6. Влияние размера зерна на процессы разупрочнения сплава ХН67ВМТЮ при длительном изотермическом старении.

3.6.1. Зависимость твердости закаленного сплава ХН67ВМТЮ от размера его зерна.

3.6.2. Влияние размера зерна на кинетику разупрочнения сплава ХН67ВМТЮ при длительном изотермическом старении.

3.6.3. Статистическая модель разупрочнения.

3.6.4. Вычислительное моделирование размещения частиц в зерне.

3.7. Влияние субмикроскопической структуры на циклическую долговечность сплавов на Ni-Cr основе.

3.7.1. Циклическая долговечность закаленных Ni-Cr сплавов.

3.7.2. Циклическая долговечность Ni-Cr сплавов с частицами.

3.7.3. Влияние размера у'-частиц на сопротивление усталостному разрушению Ni-Cr сплавов.

3.8. Сопротивление контактному разрушению при трении Ni-Cr дисперсионно-твердеющих сплавов.

3.8.1. Структура образцов Ni-Cr сплавов в исходном состоянии

3.8.2. Трение без смазки.

3.8.3. Абразивное изнашивание.

3.8.4. Граничное трение

3.9. Структура и триботехнические свойства дисперсионно-твер-деющего Cu-Be сплава со сверхмощными полями упругих межфазовых деформаций.

3.9.1. Материал и методика эксперимента.

3.9.2. Структура и триботехнические свойства сплава Cu-Be.

4. Структурные превращения в сплаве 45НХТ и его физико-механические свойства.

4.1. Структура дисперсионно-твердеющего сплава 45НХТ.

4.1.1. Фазовый состав сплава 45НХТ.

4.1.2. Кинетика изменения количественного содержания у'-фазы и размера ее частиц при старении сплава 45НХТ.

4.1.3. Структурное состояние матричной фазы.

4.2. Влияние структурного состояния на предел упругости и твердость сплава 45НХТ.

4.2.1. Поведение предела упругости и твердости сплава 45НХТ при старении.

4.2.2. Связь структурных параметров с пределом упругости и твердостью сплава 45НХТ на стадии упрочнения.

4.2.3. Влияние структурного состояния на предел упругости и твердость сплава 45НХТ на стадии разупрочнения.

4.3. Релаксационная стойкость сплава 45НХТ после старения с различной продолжительностью выдержек при 970 и 1070 К.

4.4. Исследование влияния режимов холодной пластической деформа ции простым сдвигом на структуру и свойства закаленного сплавг 45НХТ.

4.4.1. Материал и методика эксперимента.

4.4.2. Структурные превращения при РКУ прессовании закаленной сплава 45НХТ.

4.4.3. Структурные и фазовые превращения при старении деформи рованного сплава 45НХТ. Механические свойства.

4.5. Исследование причин негерметичности упругих чувствительных элементов, изготовленных из сплава 45НХТ.

4.6. Рентгеноструктурный метод контроля качества закалки изделий из сплава 45НХТ.

5. Фазовые и структурные превращения в модифицированных ио нами азота сплавах на основе железа и их механические свойства

5.1. Фазовые и структурные превращения в материалах на основе желе за, подвергнутых низкоэнергетической имплантации азотом при высо ких плотностях тока.

5.1.1. Армко-железо.

5.1.2. Низколегированные стали и сплавы на железной основе.

5.1.2.1. Сталь 40Х.

5.1.2.2. Сталь 40ХН. Хромистый чугун .,.

5.1.3. Высокохромистые нержавеющие стали мартенситного класса

5.1.3.1. Фазовый состав и микроструктура.

5.1.3.2. Твердость и микротвердость.

5.1.3.3. Сталь 40Х13. Высокотемпературный отпуск.

5.1.3.4. Параметры структурного состояния модифицированных азотом при 770 К высокохромистых сталей.

5.1.4. Быстрорежущая сталь Р6М5.

5.1.5. Коррозионностойкая аустенитная сталь 08Х18Н1 ОТ.

5.2. Влияние плотности ионного тока на структурные параметры сплавов железа, модифицированных ионами азота.

5.3. Влияние структуры модифицированных ионами азота материала на железной основе на их триботехнические характеристики и сопротивление усталостному разрушению.

5.3.1. Триботехнические свойства модифицированных ионам! азота материалов.

5.3.1.1. Сталь 40Х. Закалка.

5.3.1.2. Сталь 40Х. Отпуск.

5.3.1.3. Сталь 40X13. Закалка.:.

5.3.1.4. Сталь 40X13. Отпуск.

5.3.1.5. Стали 20X13, 95X

5.3.1.6. Сталь 08Х18Н10Т.!.

5.3.2. Моделирование сдвиговой пластической деформации в процессе контактного взаимодействия ионно-модифицированных мате риалов с твердыми слоями.

5.3.2.1. Макроскопическая модель сдвиговой деформации в поверхностном слое при трении с учетом изменения механически? свойств материала.

5.3.2.2. Моделирование процесса деформирования при трении

5.3.3. Эволюция пластической деформации поверхностных слоев мо дифицированной азотом стали 40Х в условиях фрикционного взаимо действия.:.

5.3.4.Сопротивление усталостному разрушению модифицированно! ионами азота стали 40X

Одним из наиболее перспективных классов современных гетерогенных металлических материалов, обладающих высокими механическими и особыми физическими свойствами, являются дисперсионно-твердеющие сплавы, упрочняемые при старении за счет выделения в матрице частиц дисперсной фазы. Среди металлических сплавов и сталей, подвергающихся термообработке, а также защитных покрытий и модифицированных слоев, сформированных методами инженерии поверхностей, подавляющее большинство содержат упрочняющие частицы. Вместе с тем роль структурных параметров таких дисперсионно-упрочненных материалов и модифицированных слоев в формировании комплекса их физико-механических свойств и характеристик разрушения при различных видах механического нагружения изучена явно недостаточно. В значительной степени указанное положение дел связано со сложностью количественного описания параметров субмикроскопического строения гетерогенных металлических систем. Новый импульс исследованиям в данной области придает интенсивное развитие методов инженерии поверхностей с использованием концентрированных потоков модифицирующих частиц и, в частности, метода ионной имплантации примесей внедрения. Отличительной чертой модифицированных поверхностных слоев материалов на железной основе является синтез в них высокопрочных- частиц нитридов, карбидов и боридов, являющихся типичными представителями фаз внедрения и существенно отличающихся по своим свойствам от интерметаллидных фаз, преимущественно выделяющихся в дисперсионно-твердеющих сплавах. Кроме того, быстрое развитие механики пластического деформирования и разрушения твердых тел и, в частности, формирование нового научного направления - физической мезомеханики [1], требует получения дополнительных сведений об особенностях деформирования и разрушения материалов с дисперсными частицами различных типов, а также переосмысления накопленного экспериментального материала. Так в связи с фундаментальной ролью локализованной пластической деформации в формировании основных механических характеристик металлических материалов [1-3] возникает необходимость раскрытия механизмов локализации сдвигов при деформировании дисперсионно-упрочненных материалов. В частности особое внимание привлекает проблема разупрочнения материалов с дисперсными частицами на поздних стадиях старения, а также механизмы разрушения таких материалов при циклическом нагружении и фрикционном взаимодействии. В связи с этим изучение физической природы и закономерностей дисперсионного упрочнения для материалов, содержащих различные типы частиц и подвергающихся воздействию различных видов механического нагружения, является весьма актуальной задачей.

В качестве объектов исследования по данной тематике наибольший интерес представляют сплавы на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr основах, упрочняемые ин-терметаллидными частицами и модифицированные слои материалов на железной основе, содержащие частицы фаз внедрения. Выбор группы сплавов на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr основах обусловлен тем, что они являются типичными с представителями распадающихся твердых растворов, широко используются в промышленности, а также характеризуются благоприятным сочетанием их структурных параметров, что делает указанные материалы весьма удобными модельными объектами. С другой стороны широкое распространение методов ионно-лучевой обработки для упрочнения конструкционных материалов требует систематического исследования особенностей формирования структуры модифицированных слоев и изучения поведения таких материалов в условиях различных видов механического нагружения.

Связь работы с крупными научными программами. Работа выполнялась по заданиям следующих научно-технических программ и тем:

Республиканские научно-технические программы в области фундаментальных исследований (РПФИ), утвержденные ГКНТ СССР и СМ Республики Беларусь - "Машиностроение", тема 156, (1984-1988 гг.); "Машиностроение", тема 2.18 (1991-1995 гг.); "Машиностроение", тема 07 (1996-2000 гг.);

Республиканские научно-технические программы и темы — РНТП "Триботехника", тема 1.05, (1993-1996 гг.); ГНТП "Новые материалы и инженерия поверхностей", тема 1.18, (1997-1999 гг.); БРФФИ-РФФИ, тема Ф99Р-105, (2000-2002 гг.); БРФФИ-РФФИ, тема Т02Р-086, (2002-2004 гг.).

Цель работы - установление физических закономерностей формирования комплекса механических характеристик дисперсионно-упрочненных материалов на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr основах, содержащих частицы интерметаллид-ных фаз, а также модифицированных ионами азота поверхностных слоев ма -териалов на основе железа, содержащих частицы нитридных фаз внедрения, в зависимости от параметров их структурного состояния. Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

1. Установление и анализ функциональных зависимостей между количественными характеристиками структурного состояния ряда Ni-Cr диспер-сионно-твердеющих сплавов и их сопротивлением микро- и макропластиче-ским деформациям, а также разрушению в условиях циклического нагруже-ния и фрикционного взаимодействия. Изучение роли полей упругих межфазовых деформаций в формировании физико-механических характеристик дисперсионно-упрочненных материалов.

2. Исследование физической природы разупрочнения (пониженного дисперсионного упрочнения) Ni-Cr и Fe-Ni-Cr сплавов на поздних стадиях старения и анализ влияния на эти процессы параметров структурного состояния, выделяющихся в сплаве интерметаллидных частиц у'-фазы, а также размеров зерна сплавов. Изучение механизмов локализации деформации при на-гружении дисперсионно-упрочненных материалов.

3. Описание реального строения прецизионного Fe-Ni-Cr сплава 45НХТ, изучение особенностей формирования его структуры и механических свойств при закалке и старении, а также после интенсивного пластического деформирования с последующей термической обработкой.

4. Исследование структурных и фазовых превращений в обработанных интенсивными ионными пучками азота поверхностных слоях материалов на железной основе с учетом их химического состава, режимов предварительной термической обработки, а также параметров ионно-лучевого модифицирования.

5. Изучение влияния параметров структурного состояния модифицированных ионами азота материалов на их сопротивление разрушению в условиях фрикционного взаимодействия и циклического нагружения. Анализ механизмов разрушения материалов с модифицированными ионами азота слоями в процессе фрикционного взаимодействия.

Объект и предмет исследования. Объектом исследования являлись широко используемые в современной промышленности жаропрочные никелевые сплавы и прецизионный железо-никелевый сплав, упрочняемые частицами интерметаллидных фаз, а также ряд модифицированных ионами азота материалов на железной основе, включающий в себя армко-железо, низколегированные конструкционные стали, высоколегированные инструментальные и коррозионностойкие стали. Предметом исследований являлись процессы структурообразования дисперсионно-упрочненных материалов и модифицированных ионами азота поверхностных слоев, а также физико-механические свойства материалов с дисперсными частицами.

Методология и методы проведения исследований. Методология исследований состоит в изучении структурного состояния дисперсионно-твердеющих материалов и модифицированных слоев и установлении закономерностей влияния параметров структуры на комплекс физико-механических свойств таких материалов. Основными методами исследования являлись рентгеноструктурный анализ, просвечивающая электронная микрос скопия, оптическая металлография, фазовый электрохимический анализ. При определении механических свойств исследуемых материалов проводились измерения их твердости, микротвердости, предела упругости, релаксационной стойкости, износостойкости, а также испытания на циклическую долговечность. Для оценки достоверности полученных зависимостей использовались методы статистической обработки экспериментальных данных. При описании и анализе механизмов появления прослоек с пониженной плотностью частиц, а также разрушения материалов с модифицированными слоями использовались методы компьютерного моделирования.

Научная новизна. В работе впервые поставлена и систематически изучена проблема формирования комплекса механических характеристик типичных дисперсионно-твердеющих материалов на №-Сг и Ре-№-Сг основах в зависимости от параметров их структурного состояния. Установлены закономерности влияния объемной доли выделяющейся у'-фазы, размера ее частиц, их морфологии и химического состава, а также величины и знака полей упругих межфазовых деформаций на прирост предела упругости сплавов на стадии упрочнения, сопротивление сплавов усталостному разрушению при циклическом нагружении и износостойкость в режимах адгезионного взаимодействия, граничного трения и абразивного изнашивания. Определены вклады, вносимые в упрочнение частицами у'-фазы и полями межфазовых деформаций. Введено понятие коэффициента дисперсионного упрочнения по пределу упругости и определены его значения для исследованных сплавов.

Исследована природа разупрочняющих процессов, протекающих в сплавах на №-Сг и Ре-№-Сг основах на поздних стадиях старения. Установлено с влияние размера зерна, степени регулярности в расположении выделений и наличия областей прерывистого распада на кинетику разупрочнения сплавов. Проведено численное моделирование размещения частиц по объему сферического зерна. Показано, что при одной и той же объемной доле выделений по мере уменьшения количества частиц, содержащихся в объеме зерен, и при появлении неоднородности размера частиц, резко возрастает рассеяние в фактических площадях сечений частиц, пересекаемых различными плоскостями. При этом наибольшее рассеяние обнаруживается в приграничных объемах моделируемых сферических зерен. Сделано заключение, что приграничные объемы зерен, содержащих частицы выделений, являются областями, в которых облегчены акты пластической деформации вследствие их локализации в плоскостях скольжения с пониженной плотностью частиц.

Предложена новая модель разупрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов основанная на учете статистической неоднородности в распределении частиц по плоскостям скольжения, неоднородности размера частиц и упорядоченности в их пространственном расположении по объему зерна.

При этом снижение эффектов дисперсионного упрочнения связывается с локализацией актов пластической деформации в прослойках матрицы, обедненных частицами выделений.

Обнаружено, что выделение в №-Сг сплаве частиц у'-фазы с отрицательной величиной фактора объемного несоответствия с матрицей приводит к уменьшению сопротивления усталостному разрушению и понижению износостойкости сплава за счет облегченного зарождения на межфазовых границах микротрещин и их ускоренного распространения. Обнаружено явление растворения частиц дисперсной у'-фазы и локализации актов пластической деформации в поверхностных слоях при трении гетерогенных материалов на №-Сг основе.

Разработан рентгенофазовый метод определения объемной доли у'-фазы в сплавах на №-Сг и Ре-№-Сг - основах. С помощью этого метода для сплава 45НХТ впервые получены систематические количественные данные по объемной доле у'-фазы и размеру ее частиц в широком диапазоне температур и продолжительностей старения. Описано структурное состояние матричной фазы сплава 45НХТ.

Изучены структурно-фазовые превращения при модифицировании ряда конструкционных материалов концентрированными потоками ионов азота. Определено количественное содержание и размер частиц СЖ в имплантированных азотом хромистых сталях. Обнаружено присутствие полей упругих межфазовых деформаций в модифицированных слоях, содержащих частицы (Ж, и оценена величина фактора объемного несоответствия Ду/у нитридных частиц с матрицей.

Исследована эволюция микроструктуры и механизмы разрушения упрочненных ионами азота поверхностных слоев материалов в процессе контактного нагружения при трении. Показано, что формирование высокопрочных поверхностных слоев с градиентной структурой препятствует включению ротационных мод деформации при трении и замедляет процессы образования и распространения усталостных микротрещин при циклическом на-гружении и, таким образом, существенно увеличивает износостойкость и выносливость модифицированного материала. Компьютерное моделирование процессов зарождения и развития локализованных пластических сдвигов в приповерхностных слоях модифицированных материалов при трении позволило установить несоразмерность деформаций граничащих областей, приводящих к деградации материалов с покрытием.

Достоверность полученных результатов и обоснованность выводов обеспечена применением современных физических методов исследования структуры и фазового состава исследуемых материалов, использованием методов вычислительного моделирования, проведением комплексных испытаний механических, триботехнических свойств и характеристик выносливости материалов и модифицированных слоев, развернутым анализом литературных данных.

Научная и практическая значимость работы. Полученные результаты развивают представления о физической природе эффектов дисперсионного упрочнения и открывают новые возможности управления свойствами материалов. Предложенные физические модели явлений, происходящих при механическом нагружении и разрушении материалов с дисперсными частицами разных типов, позволяют прогнозировать их работоспособность в условиях циклического нагружения и фрикционного взаимодействия.

Обнаруженные механизмы локализации деформации в материалах с дисперсными частицами позволяют с новых позиций осветить хорошо известное в науке и практике явление зернограничного проскальзывания, присущего дисперсионно-твердеющим сплавам, а также прогнозировать эффективность дисперсионного упрочнения для материалов с упорядоченным расположением частиц и ультрадисперсным зерном.

Установленные закономерности влияния параметров структуры на прочностные характеристики, выносливость и триботехнические свойства диспер-сионно-твердеющих материалов с интерметаллидным упрочнением могут быть использованы для оптимизации режимов их термической и термомеханической обработки, а также при разработке новых композиций дис-персионно-упрочненных материалов с заранее заданными свойствами.

Результаты исследований структурно-фазовых превращений при модифицировании ряда конструкционных материалов концентрированными потоками ионов азота позволяют установить режимы ионно-лучевой обработки материалов на железной основе, обеспечивающие формирование структур с высоким сопротивлением усталостному и контактному разрушению при трении. Полученные данные могут быть использованы при разработке высокоэффективных экологически чистых технологических процессов ионно-лучевой обработки конструкционных материалов на железной основе.

Предложенный в работе неразрушающий рентгенофазовый метод определения объемной доли упрочняющей у'-фазы в сплавах на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr

- основах может найти применение в научных организациях и на промышленных предприятиях.

Разработанный рентгеноструктурный способ контроля качества закалки изделий из сплавов на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr - основах внедрен на предприятии Минавиапрома.

Разработанные приборы экспонировались на ВДНХ СССР и награждены двумя бронзовыми медалями (1975 и 1987 гг.).

Разработанная технология термической обработки ножей гранулятора, изготавливаемых из сталей 40X13 и 95X18, внедрена на МПО «Химволокно» (г. Могилев).

Разработанные технологические процессы сильноточного ионно-лучевого модифицирования азотом внедрены:

-на заводе «Измеритель» (г. Новополоцк), для упрочнения штамповой оснастки;

- в ГНУ ФТИ НАНБ (г. Минск) - создан участок для упрочнения поршневых колец автомобильных двигателей.

Новизна технических разработок подтверждена 3 авторскими свидетельствами на изобретения.

Положения, выносимые на защиту:

Закономерности дисперсионного упрочнения Ni-Cr и Fe-Ni-Cr сплавов, раскрывающие в совокупности влияние основных параметров их субмикроскопической структуры на прочностные свойства, характеризующие сопротивление микро- и макропластическим деформациям. Экспериментально обнаруженное явление пониженной эффективности дисперсионного упрочнения в областях прерывистого распада.

Физические механизмы разупрочняющих процессов, протекающих при длительном старении №-Сг и Ре-№-Сг сплавов, основанные на учете локализации актов пластической деформации в прослойках матрицы, обедненных выделениями. Образование таких прослоек вызвано статистической неоднородностью распределения частиц по объему зерна, размерной неоднородностью частиц и упорядоченностью в их пространственном расположении, которые усиливаются по мере коагуляционного роста частиц и при измельчении зерна. Вероятность появления прослоек с пониженной плотностью частиц наиболее высока в приграничных объемах зерен.

Совокупность данных по влиянию параметров структуры №-Сг материалов с частицами дисперсной фазы на сопротивление разрушению в условиях циклического нагружения и контактного взаимодействия при трении. Экспериментально установленные закономерности снижения сопротивления усталостному разрушению и изнашиванию сплавов при выделении в них частиц с отрицательной величиной фактора объемного несоответствия с матрицей. Модель, связывающая пониженную износостойкость гетерогенных №-Сг сплавов с растворением интерметаллидных у'-частиц в областях интенсивного пластического течения и образованием в участках локализованного сдвига микротрещин, распространяющихся в подповерхностные слои и формирующих частицы износа. Закономерности структурно-фазовых превращений в элинварном дис-персионно-твердеющем Ре-№-Сг сплаве 45НХТ при различных режимах его термической и механико-термической обработки. Количественное описание основных параметров субмикроскопического строения сплава.

Комплекс результатов исследований структурно-фазовых превращений в модифицированных интенсивными ионными пучками азота поверхностных слоях материалов на железной основе в зависимости от химического состава материалов, режима их предварительной обработки и параметров ионно-лучевой имплантации. Экспериментально обнаруженное явление образования аморфизированных участков в поверхностных слоях обработанных ионами азота высоколегированных сталей.

Совокупность экспериментальных данных по влиянию структурного состояния и фазового состава модифицированных интенсивными ионными пучками азота поверхностных слоев материалов на железной основе на их сопротивление разрушению в условиях контактного взаимодействия при трении и циклического нагружения. Механизмы разрушения материалов с модифицированными ионами азота слоями в процессе фрикционного взаимодействия.

Личный вклад автора. Результаты работы получены автором лично, а также в сотрудничестве с научными сотрудниками ИМИНМАШ НАНБ, ФТИ НАНБ и ИФПМ СО РАН. Основные исследования, описанные в диссертации, были выполнены лично автором и под руководством автора. Личный вклад автора заключался в выработке гипотезы исследования, постановке задач, их экспериментальном выполнении, анализе и обобщении полученных результатов, разработке физических моделей. Большинство опубликованных работ по теме диссертации написаны автором после обсуждения полученных результатов с соавторами работ.

За цикл совместных работ "Физическая мезомеханика и новые представления о контактном разрушении градиентных материалов; разработка технологий поверхностной инженерии материалов и конструкций" автор в коллективе соавторов награжден премией имени академика В.А. Коптюга за 2002 г.

Апробация работы. Основные положения и результаты работы докладывались на следующих научных конференциях и совещаниях: "Повышение долговечности и надежности машин и приборов" (Всесоюзная научно-техническая конференция. - Куйбышев, 1981); V, V, VI Всесоюзных совещаниях по старению металлических сплавов (Свердловск, 1984, 1989, 1992);

Пути повышения технического уровня и надежности машин" (Республиканская научно-технич. конференции, Минск, 1986); International Conference "Wear of Materials" WOM95, WOM97, WOM99, WOM2003 (10-1995, 111997, 12-1999, 14-2003); Международная научно-техническая конференция "Взаимодействие излучений с твердым телом" ВИТТ-95, ВИТТ-99 (Минск, 1995, 1999); International Symposium "Ion Implantation of Science and Technol-ogy-IIST'97" (Naleczow, 1997); "International Conference on Surface Modification Technologies" (Paris, 1997); "World Tribology Congress" (London, 1997); Вторая Американо - Восточно — Европейская конференция "Новые материалы и технологии в трибологии. - NMTT-97" (Минск, 1997); Международная научно-техническая конференция "Прогрессивные технологии обработки il. материалов" (Минск, 1998); 14 International Conference "Surface Modification Technologies" (Paris, 2000); IV International Conference "Modification of Properties of Surface of Surface Layers of Non-Semiconducting Materias Using Particle Beams MPSL2001" (Feodosiya, 2001); Международной научно-технической конференции "Надежность машин и технических систем" (Минск, 2001); 6th International Conference "Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows" (Tomsk, 2002); 4-й Международный симпозиум по трибофати-ке ISTF 4 (Тернополь, 2002), VII International Conference "Computer - Aided Design of Advanced Materials and Technologies CADAMT'2003" (Tomsk, 2003); International Workshop "Mesomechaniks: fundamentals and applications (Tomsk, 2003).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 72 работы, в том числе монография, 34 статьи, 3 авторских свидетельства на изобретения, 34 тезиса докладов.

Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов, списка литературы и приложений. Работа содержит 471 страницу текста, 155 рисунков и 29 таблиц. Список литературы включает 328 наименований.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Проведено систематическое комплексное исследование параметров субмикроскопической структуры ряда типичных дисперсионно-твердеющих сплавов на №-Сг и Ре-№-Сг основах после старения в широком диапазоне температур и продолжительностей выдержек. Получены количественные данные по объемной доле и размерам частиц выделившейся в сплавах интер-металлидной у—фазы, величине и знаку полей упругих межфазовых деформаций, а также по морфологии выделений. В сплавах на №-Сг основе (ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ, ХН67ВМТЮ) в широком температурном интервале определены коэффициенты теплового расширения матричных и у'-фаз, оценены значения фактора Ау/у и плотности упругой энергии.

2. Изучены закономерности дисперсионного упрочнения сплавов на №-Сг и Ре—№-Сг основах в области микро- и макропластических деформаций. Показано, что величины приростов предела упругости и твердости исследованных сплавов на стадии их упрочнения пропорциональны объемной доле у'— фазы, а основными упрочняющими факторами являются сами частицы у'— фазы (энергия их антифазных границ) и поля межфазовых напряжений. В сплавах ХН77ТЮР и ХН56ВМТЮ вклад от полей межфазовых напряжений в прирост критического напряжения сдвига составляет ~35%, а в сплаве 45НХТ

--20%. Показано, что дислокационные теории Келли-Никлсона, Мотта

Набарро и модернизированная в работе теория Герольда-Хаберкорна позволяют получить совпадающую с экспериментом линейную зависимость прироста критического напряжения сдвига от объемной доли выделений и дают удовлетворительное количественное согласование экспериментальных данных с результатами теоретических расчетов. Введено понятие коэффициента дисперсионного упрочнения по пределу упругости, характеризующего упрочняющее действие выделений в области микропластических деформаций. Определены значения этого коэффициента для сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ, ХН67ВМТЮ и 45НХТ. Показано, что присутствие областей прерывистого распада приводит к снижению коэффициентов дисперсионного упрочнения в области микро- и макропластических деформаций.

3. Изучена природа разупрочняющих процессов, протекающих в сплавах на №-Сг и Ре-№-Сг основах на поздних стадиях старения. Показано, что наблюдаемые закономерности снижения предела упругости и твердости сплавов не находят объяснения в рамках общепринятых представлений (модель Оро-вана и т.п.). Предложена новая модель разупрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов, согласно которой снижение эффектов дисперсионного упрочнения на поздних стадиях старения вызвано облегченным перемещением дислокаций и локализацией деформации в прослойках, обедненных выделениями. Образование таких прослоек обусловлено статистической неоднородностью распределения частиц по плоскостям скольжения, неоднородностью размера частиц, а также упорядоченностью в их пространственном расположении. Установлено, что уменьшение размера зерна и объемной доли выделившейся фазы усиливает проявление статистической неоднородности в распределении частиц по плоскостям скольжения и интенсифицирует процессы разупрочнения сплавов при длительных изотермических выдержках. Проведено численное моделирование размещения частиц по объему сферического зерна. Показано, что при одной и той же объемной доле выделений по мере уменьшения количества частиц, содержащихся в объеме зерен, и при появлении неоднородности размера частиц, резко возрастает рассеяние в фактических площадях сечений частиц, пересекаемых различными плоскостями. При этом наибольшее рассеяние обнаруживается в приграничных объемах моделируемых сферических зерен. Сделано заключение, что приграничные объемы зерен являются областями, в которых облегчены акты пластической деформации вследствие их локализации в плоскостях скольжения с пониженной плотностью частиц. Показано, что неоднородность распределения частиц в значительно большей степени снижает сопротивление микропластическим сдвигам, чем макропластическим деформациям.

4. Исследовано влияние параметров субмикроскопической структуры №-Сг стареющих сплавов на их сопротивление усталостному разрушению.

Сделано заключение, что циклическая долговечность №-Сг сплавов в области многоцикловой усталости преимущественно контролируется кинетикой зарождения усталостных микротрещин, а в области малоцикловой усталости - скоростью их распространения. Присутствие в сплавах упрочняющих у'— частиц приводит к замедлению кинетики зарождения усталостных микротрещин и возрастанию выносливости сплавов в области низких амплитуд циклических деформаций (многоцикловая усталость). В области высоких амплитуд циклических деформаций (малоцикловая усталость) частицы выделений и поля упругих межфазовых деформаций препятствуют релаксации упругой энергии циклических напряжений посредством пластической деформации в устье трещин, что увеличивает скорость распространения трещин и снижает выносливость сплавов в области малоцикловой усталости. Выделение при старении сплавов частиц, характеризующихся отрицательной величиной фактора объемного несоответствия (Ду/у <0), существенно снижает сопротивление сплавов усталостному разрушению при высоких амплитудах циклической деформации за счет ускоренного зарождения и распространения усталостных микротрещин в гидростатически растянутых частицах.

5. Исследованы триботехнические свойства типичных №—Сг дисперси-онно-твердеющих сплавов. Установлено, что для №-Сг сплавов, характеризующихся величиной объемного фактора Ау/у >0, максимальная износостойкость в режиме адгезионного взаимодействия при трении достигается в гомогенном состоянии и при выделении малых концентраций упрочняющих у'— частиц. Увеличение объемной доли частиц у-фазы свыше 5-7 об.% приводит к существенному снижению износостойкости сплавов при адгезионном взаимодействии и некоторому возрастанию их абразивной стойкости. Выделение в №-Сг сплавах частиц у'-фазы с отрицательной величиной объемного фактора Ау/у приводит к уменьшению сопротивления адгезионному и абразивному изнашиванию. Высокая износостойкость №-Сг сплавов в гомогенном однофазном состоянии обусловлена образованием в поверхностях трения фраг-ментированных и ячеистых структур, эффективно поглощающих энергию фрикционного взаимодействия. Обнаружено перерезание и растворение частиц интерметаллидной у'-фазы в поверхностях трения №-Сг сплавов. Сделано заключение, что растворение частиц вызвано явлением механически активированного возврата. Предложена модель, связывающая пониженную износостойкость гетерогенных №-Сг сплавов с растворением интерметаллидных у'-частиц в областях интенсивного пластического течения и образованием в участках локализованного сдвига микротрещин, распространяющихся в подповерхностные слои и формирующих частицы износа.

6. Изучено влияние структурного состояния сплава медь-бериллий БрБНТ-1,9Мг со сверхмощными полями межфазовых деформаций на сопротивление износу в условиях адгезионного взаимодействия и абразивного изнашивания. Показано, что упругие межфазовые деформации, вызывающие растяжение кристаллической решетки частиц выделяющейся фазы СиВе, понижают адгезионную и абразивную стойкость сплава. Релаксация упругих межфазовых деформаций на поздних стадиях старения сплава приводит к существенному увеличению его износостойкости при одновременном понижении твердости. Легирование меди атомами бериллия приводит к снижению износостойкости сплава медь — бериллий в состоянии гомогенного твердого раствора. Пониженная стойкость к контактному разрушению при трении гомогенного сплава Си-Ве объяснена уменьшением напряжения разрыва межатомных связей в локальных участках кристаллической решетки сплава из-за размерного несоответствия атомов меди и бериллия.

7. Исследовано влияние интенсивной деформации простым сдвигом на структуру и свойства сплава 45НХТ после различных режимов старения. Установлено, что низкотемпературное старение приводит к интенсивному развитию процессов прерывистого распада, с образованием сверхмелких ячеек, размером 1-2 мкм. При старении в области температур 920-970 К идут процессы комбинированного прерывистого и непрерывного распада. Длительные выдержки сплава при 1070 К приводят к активизации прерывистого распада в зонах непрерывного выделения с образованием пластинчатых выделений Г|-фазы №зТ1. Максимальное упрочнение деформированного сплава 45НХТ достигается после низкотемпературного изотермического старения.

8. Изучены закономерности структурно-фазовых превращений при обработке интенсивными ионными пучками азота ряда конструкционных материалов на основе железа. Исследован фазовый состав модифицированных азотом слоев. Показано, что предварительная закалка и пластическая деформация мартенситных и низколегированных сталей интенсифицирует диффузионный массоперенос азота в подповерхностные слои. В поверхностном слое ионно-модифицированной азотом стали Р6М5 обнаружено образование аморфизированных областей, появление которых обусловлено потерей дальнего порядка в участках матричной мартенситной фазы при ее пересыщении азотом в условиях повышенной концентрации радиационно-индуци-рованных дефектов кристаллической решетки. Определено количественное содержание и размер частиц СгИ в имплантированных азотом высокохромистых сталях. Обнаружено образование полей упругих межфазовых деформаций в модифицированных слоях высокохромистых сталей, содержащих частицы СгИ, и оценена величина фактора объемного несоответствия Ау/у.

9. Исследованы триботехнические свойства модифицированных азотом низколегированных конструкционных материалов на железной основе. Установлено, что максимальная износостойкость в режиме адгезионного взаимодействия модифицированных низколегированных сталей достигается после их обработки при температурах 670-720 К на стадиях образования высокоазотистых нитридных е-фаз. Повышение температуры ионного азотирования низколегированной стали до 770 К, способствующее выделению низкоазотистых нитридных частиц у'—Ре4И в слое, вызывает снижение его износостойкости. Предложена модель, объясняющая пониженную износостойкость модифицированных слоев, содержащих у'-РедИ, диссоциацией частиц низкоазотистого нитрида в местах тепловых вспышек при адгезионном взаимодействии контактирующих поверхностей.

10. Показано, что наиболее высокая износостойкость модифицированных азотом слоев в высоколегированных хромистых сталях достигается при выделении в них высокопрочных и термостабильных частиц нитрида СЖ в вязкой матрице отпущенного мартенсита. Сделано заключение, что частицы СгК эффективно блокируют пластические сдвиги в модифицированных слоях, препятствуют процессам локализации деформации в них и приводят к замедлению кинетики зарождения и распространения микротрещин при трении. Установлено, что увеличение объемной доли частиц СгМ, содержащихся в модифицированных слоях хромистых сталей, сопровождается пропорциональным возрастанием их износостойкости.

11. Установлено, что формирование высокопрочных поверхностных слоев препятствует включению ротационных мод деформации при трении и замедляет процессы образования и распространения усталостных микротрещин при циклическом нагружении и, таким образом, существенно увеличивает износостойкость и выносливость модифицированного материала. Компьютерное моделирование процессов зарождения и развития локализованных пластических сдвигов в приповерхностных слоях модифицированных материалов при трении позволило установить несоразмерность деформаций граничащих областей, приводящих к деградации материалов с покрытием. Разрушение при трении модифицированных азотом слоев малой толщины связано с пластической деформацией подповерхностного слоя.

12. Разработан рентгенофазовый метод определения объемной доли у'— фазы, основанный на измерении интегральной интенсивности ее сверхструктурных отражений.

13. Разработан неразрушающий рентгеноструктурный метод контроля качества закалки изделий из сплава 45НХТ. Соблюдение режима закалки сплава контролируется по отсутствию в изделиях частиц у'-фазы.

14. Разработан ряд технологических процессов упрочняющей ионно-лучевой обработки ответственных деталей механизмов и технологического оборудования.

1. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: В 2 т. / Под ред. В.Е. Панина. Новосибирск: Наука, 1995. - 298 и 320 с.

2. Панин В.Е. Синергетические принципы физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. 2000. - Т. 3. - № 6. - С. 5-36.

3. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. -М.: Металлургия, 1986. 224 с.

4. Харди Г.К., Хилл Т.Д. Успехи физики металлов. Т.2. М.: Металлургиздат, 1958.-С. 285-462.

5. Кристиан Д. Теория превращений в металлах и сплавах. — М.: Мир, 1978. 4.1.-806 с.

6. Гиббс Д.В. Термодинамические работы. — М. Л.: Гостехтеоретиздат, 1950.-492 с.

7. Hillert M. Solid-Solution Model for Inhomogenious systems // Acta Met. -1961. V. 9. - No. 6. - P. 525-535.

8. Konobejevski S. Zur theorie der Unterkühlten Losungen // Z. Phys.Chem. 1934. -173A.-P. 25.

9. Borelius G. Zur teorie Umwandiungen von Metallischen Mischaphasen // Ann. Phys. 1937. - V. 28. - P. 507.

10. Shewton P. Transformation in Metals // Mc Grew-Hill. - 1969. - XIV. - 394 P

11. Чуистов K.B. Старение металлических сплавов. — Киев: Наукова Думка, 1985.-230 с.

12. Haasen P. The Early Stages of the Decomposition of Alloys // Met. Trans. A. -1985. V. 16a. - No. 7. - P. 1173.

13. Cahn J.W. Spinodal decomposition // Trans. Met. Soc. AIME 1968. - 242. -No. 2.-P. 166-180.

14. Винтайкин Е.З., Колонцов О.Ю. Нейтронографическое изучение расслоения сплавов Fe-Cr. Металловедение. - М.: Наука, 1971. - № 15. - С. 431-437.

15. Захарова М.И., Васильева H.A. Исследование распада твердого раствора в сплавах кобальт-титан, железо—кобальт—титан-алюминий и железо— никель-титан-алюминий // ФММ. 1972. -№ 15. - С. 431-437.

16. Тяпкин Ю.Д. Закономерности формирования квазипериодических (модулированных) структур. — В кн.: Структурный механизм фазовых превращений металлов и сплавов. М.: Наука, 1976. - С. 104-112.

17. Багаряцкий Ю.А., Тяпкин Ю.Д. О взаимоотношении процессов диффузии и перестройки решетки при распаде пересыщенных твердых растворов в сплавах // Докл. АН СССР. 1957. - Т. 115. - № 6. - С. 111-1114.

18. Ardeil A.J., Nicholson R.B. The coarsening of in Ni-Al alloys // Phys. And Chem. Solid. 1966. - V. 27. - No. 11/12. - P. 1793-1804.

19. Лифшиц И.M., Слезов B.B. К теории коалесценции твердых растворов // ФТТ. 1959. - Т. 1.-№ 9.— С. 1401-1410.

20. Wagner С. Theorie der Alterung von Niederschlagen durch Umleen (Ostwald — Reifung) // Z. Electrochem. 1961. - V. 6. - No. 3. - P. 581-591.

21. Слезов B.B., Сагалович B.B. Диффузионный распад твердых растворов. I. Теория I. Однокомпонентные выделения. Препринт. — АН УССР, ХФТИ. - 1982. - С. 46.

22. Суховаров В.Ф. Прерывистое выделение фаз в сплавах. — Новосибирск: Наука, 1983.-168 с.

23. Williams D., Butler Т. Grain boundary discontinuous precipitation reaction // Inst. Metals Rev. 1981. - V. 26. - No. 3. - P. 153-183.

24. Париков Л.Н., Шматко O.A. Ячеистый распад пересыщенных твердых растворов — Киев: Навукова думка, 1976. 223 с.

25. Hillert M. On theories of growth during discontinuous precipitation // Met. Trans. 1972. - V. 3. - No. 11. - P. 2729-2741.

26. Интерметаллические соединения / Под ред. Д. Вестбрука. — М.: Металлургия, 1970.-440 с.

27. Wallwork G., Croll J. A Review of the strengthening mechanisms in iron and nickel based Fe-Ni-Cr alloys used at high temperatures // International Quarterly Scientific Reviews Journal. 1976. - V. 3. - No. 2. - P. 69-138.

28. Гольдигмидт Х.Д. Сплавы внедрения. — Выпуск I. М.: Мир, 1971. — 424 с.

29. Баррет Ч.С., Массальский Т.Е. Структура металлов. — Часть I / Перевод с англ. А.М.Бернштейна и С.В.Добаткина / Под редакцией M.JI. Бернштей-на. М.: Металлургия, 1984. - 352 с.

30. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. — М.: Металлургия, 1986. — 310 с.

31. Золотаревский B.C. Механические свойства металлов. — М.: Металлургия, 1983.-350 с.

32. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М.: Мир, 1972- 408 с.

33. Рахштадт А.Г. Пружинные стали и сплавы. М.: Металлургия, 1982. — 400 с.

34. ArdellAJ. Preciptation Hardening // Met. Trans.A, 1985. 16A. - No. 12 - P. 2131-2165.

35. Orowan E. Conditions for dislocation passage of precipitates // Proc. Symp. Intern. Stress in Metals and Alloys. London, 1948. - P. 451-454.

36. Рябко П. Рябошапко К.П. Особенности пластической деформации и хрупкого разрушения гетерогенных систем / Обзор. — Металлофизика, 1972.-№43.-С. 3-25.

37. KozlovE.V, Koneva NA. Internal fields and other contribution to flow stress // Mat. Sci. Engin. 1997. - A 234 - 236. - P. 982-985.

38. Попов JI.E. Козлов Э.В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов. — М.: Металлургия, 1970. 217 с.

39. Gleiter Н. and Hornbogen Е. Precipitation Hardening by Coherent Particles // Mat. Sci. Eng. 1968. - V. 2. - P. 285-302.

40. Gleiter H., Hornbogen E. Beobachtung der Wechselwirkung von Versetzungen mit Kohärenten geordneten Zonen (1) // Phys. Stat. Sol. 1965. - No. 12. - P. 235-250.

41. Gleiter H., Hornbogen E. Beobachtung der Wechselwirkung von Versetzungen mit Kohärenten geordneten Zonen (II) // Phys. Stat. Sol. 1965. - No. 12. - P. 251-264.

42. Castagne J.L. Durcissement par des precipitates ordonnes // J. de Phys. 1963. - V. 27. - No. 11-12. - P. 3-233.

43. Келли А., Никлсон P. Дисперсионное твердение. — М.: Металлургия, 1966. -300 с.

44. Pineau A., Lecroiseg F., Castagne J.L, Sindzingre M. Etude de la Limite Elastique d'un Alliage Durci Par Precipitation Coherente et Ordonnee. // Acta Metall. 1969. -V. 17. - P. 905-913.

45. Ray nor D. and Silcock IM. Strengthening mechanisms in у'— precipitating alloys // Met. Sei. J. 1970. V. 4. - No. 1. - P. 121-130.

46. Brown L.M. and Ham R.K. Strengthening methods in crystals. // Ed. by A. Kelly and R.B. Nicholson. Ld.: Appl. Sei. Ltd., 1971. P. 9 -135.

47. Волков В.Б., Рябошапка К.П. Теория предела текучести сплавов с дисперсионными выделениями упорядоченной фазы (механизм парного преодоления) // Металлофизика. — 1976. № 66. - С. 3-13.

48. Huther W. and Reppich В. Interaction of dislocations with coherent, stressfree, ordered particles // Zs. Metallkunde. 1978. - V. 69. - No. 10. - P. 628 -634.

49. Melander A. and Persson PA. Strength of y'- hardened nickel — base alloy // Met. Sei. -1978. V. 12. - No. 2. - P. 391-398.

50. Рябко П.В., Рябошапка К.П. Теория предела текучести гетерофазных систем с упорядоченными выделениями // Металлофизика. 1977. — № 42. -С. 3-18.

51. Fleischer R.L. The Strengthening of Metals I I Ed. by D. Pechner, Reinhold Publ. -Co. New - York. - 1964. - P. 380.

52. Guyot P. Hardening by Ordered Coherent Precipitates Related to the Statistical Theory // Phil. Mag. 1971. - V. 24. - P. 987-993.

53. Dorn J.E., Guyot P. and Stefansky T. Physics of Strength and Plasticity / ed. by A.S. Argon. M.I.T. Press, 1969. - 133 p.

54. Рябко П.В., Рябошапка КП. Теория предела текучести гетерофазных систем с когерентными деформациями // Металлофизика. 1970. — № 31. - С. 5-32.

55. Mott N.F. and Nabarro F.R. An Attempt to Estimate the Degree of Precipitation Hardening, with a Simple Model // Proc. Phys. Soc. 1940. - P. 86-89.

56. Gerold V. and Haberkorn H. On the Critical Resolved Shear Stress of Solid Solutions Containing Coherent Precipitates // Phys. Stat. Sol. 1966. — V. 16. -No. 2. - P. 675-684.

57. Jansson B. and Melander A. On the Critical Resolved Shear Stress from Misfitting Particles // Scr. Met. 1978. - V. 12. - No. 3. - P. 497 - 498.

58. Gerold V. and Ham H. Precipitation Hardening by Misfitting Particles and its Comparison with Experiments // Scr. Met. 1979. V. 13. - P. 895- 898.

59. Kelly R.M. The Quantitative Relationship between Microstructure and Properties in Two Phase Alloys // Int. Metall. Rev. 1973. - V. 18. - No. 3. - P. 3136.

60. Gleiter H. Die Erhöhung der Kritischen Schubspannung durch die Ausscheidung von Verspanten, Kohärenten Teilchen // Z. fur Ang. Phys. — 1967. -V. 23.-P. 108-111.

61. Labusch R. Die "Activierungslange" bei der thermission Versetzungsbewegung über Hindernisse und der Gleitebene // Z. fur Phys. 1962. - V. 167. - P. 452460.

62. Melander A. and Persson P. The strength of a precipitation hardened AlZnMg alloy // Acta Met. 1978. - V. 26. - P. 267- 278.

63. Knowles G. and Kelly P. Effect of Second Phase Particles on the Mechanical Properties of Steel // The Iron and Steel Institute, London. - 1971. - P. 9-28.

64. Hanson К., Morris J. W. Estimation of the critical resolved shear stress for dislocation glide through a random mixture of distinct obstacles // Jour, of App. Phys. 1975. -V. 46. - No. 6. - P. 2378-2383.

65. Nembach E. Precipitation Hardening Caused by a Difference in Shear Modulus between Particle and Matrix // Phys. Stat. Sol. 1983. V. 78. - P. 571-578.

66. Фриделъ Ж. Дислокации. M.: Мир, 1967 - 643 с.

67. Hirsh Р.В., Kelly A. Stacking fault Strengthening // Phil. Mag. - 1965. - V. 12. - P. 881-900.

68. Kocks V. A Statistical Theory of Flow Stress and Work Hardening // Phil. Mag. 1966. - V. 13. - No. 123. - P. 541-566.

69. Форман А., Мэйкин M. Движение дислокаций сквозь хаотические сетки препятствий // Актуальные вопросы теории дислокаций. М.: Мир, 1968. - С. 200- 215.

70. Morris J.W., Klahn D.y Statistics of the termally activated glide of a dislocation through a random arrau of poiht obstacles // J. Appl. Phys. 1973. - V. 44. -No. l.-P. 4882-4890.

71. Чернов B.M. Подвижность дислокаций в кристалле с центрами закрепления // ФТТ. 1973.-Т. 15. -№ 4. - С. 1159-1166.

72. Ландау А.И. Распределение углов атаки и длин дислокационных сегментов при взаимодействии дислокации с точечными дефектами, случайно расположенными в плоскости скольжения. Препринт АН УССР: Физтехи. ин-т низких температур, Харьков. - 1973. - 22 с.

73. Струнин Б.М. Статистические задачи описания движения дислокаций. -Киев: Навук. Думка, 1975. С. 98-120.

74. Brown L.M. Precipitation and Dispersion Hardening // Strength Met and Alloys, Proc. 5th Int. Conf. Aachen. - 1980. - V. 2. - P. 1551-1571.

75. HallE.O. The Deformation and ageing of mild steel // Proc. Phys. Soc. 1951. -V. 64. P. 747-753.

76. Peteh NJ. The cleavage strength of polycrystals // J. Iron. Steel Inst. 1953. -V. 175. - P. 25-28.

77. Thompson A. Additive Strengthening in an Iron-Base Superalloy // Scr. Met. -1982. -V. 16. P. 1079-1083.

78. Hansen N., RalfB. Additive strengthening mechanisms in dispersion hardened polycrystals // Act. Met. 1986. - V. 34. - No. 10. - P. 1955-1962.

79. Эшби И.Ф. О напряжении Орована // Физика прочности и пластичности. — М.: Металлургия, 1972. С. 88-107.

80. Lui М. W. and Lemay I. Dislocation bowing computed from Orowan relations // Met. Sci. 1977. - V. 11. - No. 2. - P. 54-58.

81. Химушин Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М.: Металлургия, 1969. -750 с.

82. Симе Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы. — М.: Металлургия, 1976.- 567 с.

83. Maniar G.N., Bridge J.E., James Н.М. andHegdt G.B. Correlation of Gamma-Gamma Prime Mismateh and Strengthening in Ni/Fe-Ni Base Alloys Containing Aluminium and Titanum as Hardeners // Met. Trans. 1970. - V. 1. - P. 31-42.

84. Ardell A.I., Nicholson R.B. On the modulated structure of aged Ni-Al alloys // Acta Met. 1966. - V. 14. - No. 10. - P. 1295-1309.

85. Тяпкин Ю.Д., Гаврилова A.B. Старение металлов // Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка / М.: ВИНИТИ, 1974. Т.8. - С. 64-124.

86. Матвеева Н.М., Козлов Э.В. Упорядоченные фазы в металлических системах. М.: Наука, 1989. - 246 с.

87. Pope D.P. and Egg SJ. Mechanical properties of №зА1 and nikel-base alloys with high volume fraction of y' // Int. Met. Rev. 1984. - V. 29. - No. 3. - P. 136-167.

88. Попов JJ.E., Конева H.A., Терешко И.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. — М.: Металлургия, 1979. 255 с.

89. Copley S.M., Kear В.Н. A dynamic theory of coherent precipitation hardening with application to Nickel-Base super alloys I I Trans. AIME, 1967. V. 239. -No. 7. - P. 984-992.

90. Thornton P.H., Davies R.G. and Johnston T.L. The temperature dependence of the Flow Stress of the y'-phase based upon // Met. Trans. 1970. V. 1. - P. 207-218.

91. Lopez A. and Hancock G. The Effect of Non Stoichiometry and Titanium Additions on the Mechanical Behaviour of Ni3Al (y') // Phys. Stat. Sol. (a). — 1970. - V. 2. - No. 2. - P. 469-474.

92. Aoki K. and Izumi O. Defect structures and Long — Range — Order Parameters in Off-Stoichiometric Ni3Al // Phys. Stat. Sol. (a). 1975. - V. 37. - No. 2. -P. 657-664.

93. Бронфин М.Б., Другова И.А. О влиянии легирования на процессы сублимации и диффузии в у'— фазе никелевых сплавов. Конструкционные и жаропрочные материалы для новой техники. - М: Наука, 1978. — С. 343.

94. Богданов В.И., Рубан А.В., Фукс Д.Л. Энергия связи и термодинамическая стабильность фазы Ni3Al // ФММ 1982. - Т. 53. - № 3. - С. 521-524.

95. Miller R.F. and Ansell G.S. Low Temperature Mechanical Behavior of Ni— 15Cr-Al-Ti-Mo Alloys // Met. Trans. (A). 1977. - V. 8A. - No. 12. - P. 1979-1991.

96. Beardmore P., Davies R.G. and Johnston T.L. On the temperature dependence of the Flow Stress of Nickel-Base Alloys // Trans. AIME, 1969. V. 245. -No. 7.-P. 1537-1545.

97. Singhal L.K. and Martin J.W. The mechanism of tensile Yield in an Age-Hardened steel containing y' (ordered Ni3Ti) Precipitates // Acta Met. 1968. — V. 16. No. 7. - P. 947-953.

98. Martens V. and Nembach F. Strengtening of the Nimonic Alloy Pel6 by Ordered Particles of Ni3(Al,Ti) // Acta Met. 1975. - V. 23. - No. 2. - P. 149153.

99. Munjal V. and Ardell A. J. Precipitation Hardening of Ni-12.9 at. % A1 Single Crystals // Acta Met. 1975. - V. 23. - No. 4. - P. 513-519.

100. Reppich В., Schepp P. and Wehner G. Some new aspects concerning particle hardening mechanisms in y' precipitating nickel-base Alloys - II. Experiments // Acta Met. 1982. - V. 30. - No. 1. - P. 95-104.

101. VittoriM. у particle coarsening and yield in alloy 800 // J. Mater Sci. - 1981. -V. 16.-P. 3461-3469.

102. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. M.: Металлургия, 1970.-271 с.

103. Shimanuki Y. Evaluation of y'-particle spacing Along a Dislocation in a Ni-Base Syperalloy Udimet-520 // Trans Japan Inst. Met. 1981. - V.22. - No. 1. -P. 6-16.

104. Shimanuki Y. Precipitation hardening mechanism in Ni-Base wrought superal-loy // TransJapan Inst. Met. 1981. - V. 22. - No. 1. - P. 17-24.

105. ArdelAJ., Munjal V. and Chellman DJ. Precipitation Hardening of Ni-Al Alloys containing large volume fractions of y' // Met. Trans. 1976. - V. 7A. -No. 9.-P. 1263-1268.

106. Cornwell L.R., Embury J.D. and Purdy G.R. Ordered Alloys // Ed by B.H. Kear et al. -Claitor. 1970. - 387 p.

107. Гитгарц М.И., Ивашин В.В. О природе упрочнения стареющих сплавов типа нимоник // ФММ. 1975. - Т. 39. - № 6. - С. 1226-1232.

108. Гитгарц М.И., Ивашин В.В. Субмикроскопическая структура стареющей аустенитной стали Х12Н20ТЗР и ее роль в дисперсионном упрочнении // ФММ.- 1978. Т. 45. - № 4. - С. 763-770.

109. Grosse DA. and Ansell G.S. The Influence of Coherency Strain on the Elevated temperature tensile behaviour of Ni-15Cr-Al-Ti-Mo Alloys // Met. Trans. 1981. - V. 12A. - No. 9. - P. 1631-1654.

110. Физико-химические методы фазового анализа сталей и сплавов / Под ред. Н.Ф. Лашко. М.: Металлургия, 1970. - 480 с.

111. Травина Н.Т., Носова Г.И. Влияние размеров и распределения областей упрочняющей фазы на критическое скалывающее напряжение в сплавахникель-алюминий и нимоник // ФММ. 1970. - Т. 29. - № 3. - С. 564568.

112. Коцаньда С. Усталостное разрушение металлов / под ред. B.C. Ивановой.

113. М.: Металлургия, 1976. 456 с.

114. Иванова B.C., Терентъев В.Ф. Природа усталости металлов. — М.: Металлургия, 1975.-456 с.

115. Steiner D., Gerold V. The Fatique Behaviour of Age-hardened Cu-2 at. % Co Alloy // Mat. Sci. Engin. 1986. - V. 86. - P. 77-88.

116. Abel A., Ham R. The cyclic strain behaviour of crystals of aluminium wt.% copper-II. Low cycle fatique // Acta Metallurg. - 1966. - V. 14. - No. 11. - P. 1495-1503.

117. Calabrese P., Laird J. High Strain Fatique Fracture Mechanisms in Two-Phase Alloys // Met. Tran. 1974. - V. 5. - No. 8. - P. 1785-1792.

118. Харрисон M., Мартин Дж. В. Влияние дисперсоидов на распространение усталостной трещины в сплавах Al-Zn-Mg. —Прочность металлов и сплавов / под ред. Х.Д. Мак-Куина и др. М.: Металлургия, 1990. - Р. 258262.

119. Worthen D.W., Robertson I.M., Socie D.F. Cyclic deformation and damage structure in Inconel 718 // Proc. Int. Conf. "Biaxial and Multiaxial Fatique". — London, 1989.-P. 131-143.

120. Lewandowski J J., Hott J.F. Влияние микроструктуры на локализацию пластического течения в алюминиевых сплавах серии 7000 (Al-Zn-Mg-Cu). -Прочность металлов и сплавов / под ред. X. Д. Мак-Куина и др. -М.: Металлургия, 1990. Р. 234-240.

121. Nordheim R., Grant N.J. Aging Characteristics of Nickel-Chromium Alloys Hardening with Titanium and Aluminium // J. Metal. 1954. - V. 6. - P. 211219.

122. Decker R.F. and MihalizinJ.R. Coherency Strains in Hardened Nickel Alloys // Trans. Quart. 1969. - V. 62. - No. 2. - P. 481-489.

123. Phillips V. Hardening Mechanisms in a Precipitation Hardenable Nickel — 12,7 at. % Aluminium Alloys // Phil. Mag. 1967. - V. 16. - No. 139. - P. 103117.

124. Миркин И.А., Канчеев О.Д. Связь жаропрочности и разности периодов фаз дисперсионно-твердеющих сплавов // МиТОМ. — 1967. — № 1. — С. 8-11.

125. Maniar G.N. and Bridge J.E. Effect of Gamma- Gamma Prim Mismatch volume fraction gamma prime and gamma prime morphology on elevated temperature properties of Ni, 20Cr, 5.5Mo, Ti, A1 Alloys // Met. Trans. — 1971. -V. 2. P. 95-102.

126. Толстой A.B. Закономерности упрочнения сплава медь-бериллий // Известия АНБ. Серия: физ. тех. Наук. - 2000. - № 4. - С. 8-13.

127. Гитгарц М.И. Закономерности дифракции рентгеновских лучей на полях упругих межфазовых деформаций и субмикроскопическая структура стареющих сплавов: Авт. дисс. докт. физ. мат. наук. - Киев. - 1978. - 46 с.

128. Травина Н.Т., Никитин А.А., Зимина JJ.H. Влияние кристаллоструктурных особенностей стареющих сплавов на дислокационную структуру при активной деформации // МиТОМ. 1980. - № 5. - С. 6-8.

129. Чуистов КВ. Модулированные структуры в стареющих сплавах. Киев: Навукова думка, 1975. — 228 с.

130. Тяпкин Ю.Д. Закономерности формирования квазипериодических модулированных структур // Структурный механизм фазовых превращений металлов и сплавов. — М.: Наука, 1976. С. 104-112.

131. Тяпкин Ю.Д., Травина Н.Т., Козлов В.П. Электронно-микроскопическое исследование параметров пространственного распределения частиц второй фазы в стареющих сплавах на никелевой основе // ФММ. — 1973. — Т. 35.-№3.-С. 577-583.

132. Тяпкин Ю.Д., Травина Н.Т., Козлов В.П. Связь характера и параметров ближнего порядка квазипериодического распределения частиц фазы в никелевых сплавах с их структурными характеристиками // ФММ. 1975. -Т. 39. -№ 1.-С. 73-80.

133. Greggi J. and Soffa WA. Anomalous Age Hardening Effects in Copper-Titanium Alloys Strengthened by Modulated Structure // Scr. Met. — 1980. V. 14.-P. 649-652.

134. Травина H.T., Тяпкин Ю.Д., Никитин A.A., Козлов В.П. Влияние на механические свойства пространственного распределения выделений второй фазы в стареющих сплавах на никелевой основе // ФММ. — 1973. -Т. 36.-№.4.-С. 803-807.

135. Строкатов Р.Д. Исследование реакции прерывистого выделения у'- фазы и разработка научных принципов упрочнения сплавов, стареющих по механизму прерывистого выделения когерентных фаз /Автор, канд. дисс. -Томск. 198 с.

136. Суховаров В.Ф., Караваева В.В. Влияние предварительного старения при разных температурах на механизм последующего старения стали ЭИ 702 // Изв. ВУЗов. Физика. 1968. - № 2. - С. 11-15.

137. Суховаров В.Ф., Колъчужкина А.И., Караваева В.В. Природа влияния температуры закалки на механизм выделения у'- фазы // ФММ. — 1972. -Т. 34. №. 1.-С. 103-106.

138. Kopylov V.I. In Inverstigations and Applications of Severe Plastic Deformation, (eds.) T.C. Lowe and R.Z.Valiev, NATO ASI Series 3. High Technology, Kluwer Academic Publisher, Netherlands. 80. - 2000. - C. 23-27.

139. Brown L.M. Precipitation and dispersion hardening // Proc. of the 5th. Int. Conf. "Strength of metals and alloys", Aachen, FRG, August 27-31. 1979. -P. 1551-1571.

140. Рахштадт А.Г., Штремель M.А. Сопротивление металлов и сплавов малым пластическим деформациям // МиТОМ № 4. — 1962. — С. 22-27.

141. Hansen N. Polycrystalline Strengthening // Met. Trans. 1985. - V. 16A. - No. 12.-P. 2167-2190.

142. Schulson E.M., Weihs T.P., Baker I. and Frost H J. Grain Boundary Accomodation of slip in Ni3Al Containing Boron // Acta Met. 1986. - V. 34. - No. 7. - P. 1395-1399.

143. Перевалова O.E., Коновалова E.B., Конева H.A., Козлов Э.В. Роль энергии упорядочения в формировании зеренной структуры и спектра специальных границ в упорядоченных сплавах со сверхструктурой LI2 // ФММ. -1999. Т. 88. - № 6. - С. 68-76.

144. Перевалова O.E., Коновалова Е.В., Конева H.A., Козлов Э.В. Спектр специальных границ в сплавах Ni3Al, Ni3Fe и Ni3Mn со сверхструктурой LI2 // Металлофизика и новейшие технологии. 2000. — Т. 22. - № 6. - С.

145. Т^аШиа Н.Т. О некоторых закономерностях деформации и упрочнения монокристаллов стареющих сплавов // МиТОМ. 1977. — № 2. - С. 16-20.

146. Алехин В.П. Физика прочности и пластичности поверхностных слоев материалов. — М.: Наука. — 1983. 280 с.

147. Белый A.B., Кукареко В.А., Лободаева О.В., Таран H.H., Ших С.К. Ионно-лучевая обработка металлов, сплавов и керамических материалов. -Минск: Физико-технический институт, 1998. 220 с.

148. Пранявичюс Л., Дудонис Ю. Модификация свойств твердых тел ионными пучками. Вильнюс: Мокслас, 1980. - 242 с.

149. Комаров Ф.Ф., Новиков А.П., Соловьев B.C., Ширяев С.Ю. Дефекты структуры в ионно-имплантированном кремнии. — Минск: Изд-во Минского университета, 1990. 319 с.

150. Домкус М., Пранявичюс Л. Механические напряжения в имплантированных твердых телах. Вильнюс: Мокслас, 1990. - 158 с.

151. Диденко А.Н., Лигачев А.Е., Куракин КБ. Воздействие пучков заряженных частиц на поверхность металлов и сплавов. — М.: Энергоатомиздат, 1987. 184 с.

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

153. NastasiM., MayerJ.W. Thermodynamics and kinetics of phase transformations induced by ion irradiation / North-Holland. — 1991. P. 51.

154. Gunzel R., Brutscher J., Man S., Moller W. Utilization of plasma ion implantation for tribological applications // Surf. Coat. Techn. 1997. - V. 96. - P. 1621.

155. Гольдишидт X. Сплавы внедрения. T.l. M.: Мир, 1971. - 424 с.

156. Лыков А.Ф. Теория теплопроводности. Минск: Наука и техника, 1972. -324 с.

157. Гегузин Я. Е., Физика спекания. М.: Наука, 1967. - 342 с.

158. Габович МД. Физика и техника плазменных источников ионов. М.: Атомиздат, 1972. - 304 с.

159. Sidenius G. Ion source for low energy acceleratirs // Nucl. Instr. Meth. 1978. -V. 151.-P. 349-362.

160. Попов В.Ф. Ионно-лучевые установки. JI.: Энергоиздат, Ленинградское отделение. — 1981. - 136 с.

161. Кинчин Г.Н., Пиз З.С. // Успехи физических наук. 1956. - Т. 60. - № 4. — С. 590-615.

162. Комаров Ф.Ф., Морошкин Н.В. // ЖТФ. 1984. - Т. 54. - № 9. - С. 18361837.

163. Johnson Е., Litmark U., Johansen A., Christodaludis С. Martensite transformation in antimony implanted stainless stell // Phil. Mag. A. V. 45. - 1982. -No. 5. - P. 803-821.

164. Potter D.I., Ahmed M., Lamond S. Microstructural Developments during Implantation of Metals. Ion Implantation and Ion Beam Processing of Materials //

165. Materials Research Society Symposia Proceedings. 1984. - V. 27. - P. 117126.

166. Sharkeev Yu.P., Didenko A.N., Kozlov E.V. High dislocation density structures and hardening produced by high fluency pulsed-ion-beam implantation // Surface and Coatings Technology. 1994. - V. 65. - P. 112-130.

167. Шаркеев Ю.П., Колупаева C.H., Гирсова H.B., Вихорь Н.В., Фортуна С.В., Попов JI.E., Козлов Э.В. Эффект дальнодействия в металлах при ионной имплантации // Металлы. 1998. — № 1. — С. 109-115.

168. Шаркеев Ю.И Эффект дальнодействия в ионно-имплантированных металлических материалах: дислокационные структуры, свойства, напряжения, механизмы / Авт. дисс. докт. физ.-мат. наук. Томск: ИФПМ, 2000. -46 с.

169. Merkle K.L., Jäger W. Direct observation of spike effects in heavy ion sputtering I I Phil. Mag. - A44. - 1981. - P. 741.

170. Jäger W., Merkle K.L. Defect cluster formation in high - energy -density cascades in gold // Phil. Mag. - V. A57. - 1988. - P. 479.

171. Малышев B.M., Румянцев Д.В. Золото. -M.: Металлургия, 1979. 287 с.

172. Вильяме Д. Модифицирование и легирование поверхности лазерными, ионными и электронными пучками / Под ред. Поута Д., Фоти F., Джекобсона Д. М.: Машиностроение, 1987. - С. 141-176.

173. Комаров Ф.Ф., Новиков А.П., Буренков А.Ф. Ионная имплантация. — Минск: Ушверсггэцкае, 1994. — 304 с.

174. ЗайманД. Модели беспорядка. М.: Мир, 1982. - 591 с.

175. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н. Аморфизация металлов методами ионной имплантации и ионного перемешивания // Изв. вузов. Физика, 1994. — № 8. - С. 3-30.

176. Johnson W.L., Cheng Y.T., Van Rossum M., Nicolet MA. When is thermodynamics relevant to ion-induced atomic rearrangements in metals // Nucl. Instr. Meth. Phys. Res. V. 7/8. - 1985. - P. 657-665.

177. Williamson D.L.,Ozturk О., S.Glick, Wei R., and Wilbur PJ. Microstructure of ultrahigh dose nitrogen implanted iron and stainless steel // Nucl. Instr. Meth. Phys. Res. - 1991. - В 59-60. - P. 737-741.

178. Марвик А.Д. Модифицирование и легирование поверхности лазерными, ионными и электронными пучками / Под ред. Поута Дж.М., Фоти Г., Джекобсона Д.К. М.: Машиностроение, 1987. - Р. 223-253.

179. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д. Теория и технология азотирования. — М.: Металлургия, 1991.-320 с.

180. Самсонов Г.В. Нитриды. Киев: Навукова думка, 1969. - 380 с.

181. Williamson D.L., Ivanov /., WeiR., and Wilbur PJ. Role of chromium in highdose, high-rate, elevated temperature nitrogen implantation of austenitic stainless steels Mater // Res. Soc. Symp. Proc. V. 235. - 1992. - P. 473.

182. Wei R., JJ.Vajo, Mattosian J.N. Wilbur P.J., Davis J A., Williamson D.L., Collins G. A. A comparative study of beam ion implantation, plasma ion implantation and nitriding of AISI 304 stainless steel // Surf. Coat. Techn. 1996.- V. 83. P. 235-242.

183. Солодкин Г.А. Влияние состава стали на поверхностную твердость азотированного слоя // Повышение надежности и долговечности деталей машин и инструмента методами химико—термической обработки / Сб. науч. тр. МАДИ. М.: МАДИ, 1984. - С. 22-26

184. Tiapkin Yu. D. Structural transformations during aging of metal alloys // Annual Review of material Science. 1977. -УЛ.- P. 209-237.

185. Лахтин Ю.М., Коган ЯД. Структура и прочность азотированных сплавов- М: Металлургия. 1982. - 174 с.18Ъ.Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. — М.: Металлургия. 1979. - 208 с.

186. Лахтин Ю.М., Коган ЯД., Булгач А.А. Влияние легирующих элементов на термодинамическую активность и растворимость азота в фазах азотированного слоя // Металловедение и термическая обработка. — 1982. — № 4. — С. 15-18.

187. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д. Азотирование стали. М.: Машиностроение, 1976.-256 с.

188. Reviere J.R., Meheust P., Villain J.P., Wear resistance after low energy-high flux nitrogen implantation of AISI304L stainless steel I I Surf. Mater. 2001. -№5.-P. 1134-1145.

189. Полъцер Г, Майснер Ф. Основы трения и изнашивания. М.: Машиностроение, 1984.-264 с.

190. Герасимов С.А., Сидорин И.И., Косолапое Г.Ф. Исследование износостойкости азотированных сталей // Изв. вузов: Машиностроение, 1973. — № 5. -С. 127-129.

191. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физическая мезомеханика. — 1999. — Т. 2. — № 6. — С. 5-23.

192. Псахье С.Г., Уваров Т.Ю., Зольников КП. О механизме генерации дефектов на границах раздела. Молекулярно-динамическое моделирование // Физическая мезомеханика. 2000. - Т. 3. - № 3. - С. 69-7.

193. Chakrabortty S.B., KujoreA., Star he ЕЛ., Legi K.O. Influence of Ion Implantation on Fatigue of Metals and Alloys // IEEE Trans, on Nuclear Science NS. -No. 28. -1981. P. 1812-1815.

194. Kreinde Yu.E., Ovchinnikov V.V. Structural transformations and long-range effects in alloys caused by gas ion bombardment // Vacuum. 1991. — V. 42. — No. 1/2.-P. 81-83.

195. Францевич Н.И., Воронов Ф.Ф., Бакута C.A. Упругие постоянные и модули упругости металлов и неметаллов. — Киев: Наукова думка, 1982. —288 с.

196. Гитгарц М.И., Комарова В.И. Кукареко В.А. Тонкая структура дисперси-онно-твердеющего элинварного сплава 45НХТ // ФММ. 1983. - Т. 56. -№5. -С. 998-1004.

197. Гитгарц М.И., Ивашин В.В. Приставка к дифрактометру для съемки крупнозернистых материалов // Зав. лаб. — 1973. — № 10. С. 1281-1282.

198. Куколь B.B. Определение положения максимума Ка-компонента по профилю уширенной дублетной дифракционной линии // Зав. лаб. 1965. — № 6. - С. 706-708.

199. ТэйлорА. Рентгеновская металлография. — М.: Металлургия, 1965. — 410 с.

200. Рахштадт А.Г., Штремель М.А. Новая методика определения предела упругости на тонких плоских образцах // Заводская лаборатория. 1960. — № 6. - С. 744-749.

201. A.c. 1826024 СССР Устройство для определения предела упругости ленточных образцов при изгибе / Кукареко В.А, Комарова В.И., Крупенко А .Я., Груцо Т.В. // Б.И. № 25. - 1993.

202. Кукареко В.А. Закономерности дисперсионного упрочнения стареющих сплавов на никель-хромовой и железо-никель-хромовой основах. Дисс. канд. физ.-мат. наук. Минск, 1988.-241с.

203. A.c. 1359713 СССР Устройство для испытаний на усталость пластинчатых образцов / Гитгарц М.И., Коновалова JI.B., Кукареко В.А., Толстой A.B. // Б.И. № 46. 1987.

204. Кукареко В.А., Толстой A.B. Установка для испытания на усталость образцов, выполненных в виде пластинок // Заводская лаборатория. — 1995. — № 8. С. 62-64.

205. Степнов М.Н. Статистическая обработка результатов механических испытаний. — М.: Машиностроение, 1972. — 230 с.

206. Пучков В.И., Рахштадт А.Г. , Рогельберг И.Л. Изучение релаксации пружинных сплавов // Изв. ВУЗов: Цв.мет. — 1960. — т. 145. — № 4. — С. 145-152.

207. Караваев М.Г., Кукареко В.А. Автоматизированный трибометр с возвратно—поступательным движением // В сб. мат. межд.научно-технич. конф. Надежность машин и технических систем. Минск, 16-17 окт. 2001, Т.1. - С. 37-39.

208. Берестнев О.В., Беляев С.А., Гарбар И.И., Лезняк Г.К. Исследование износостойкости зубчатых колес с упругим соединением обода и ступицы // Трение и износ. -1980. Т. 1. - № 2. - С. 325-333.

209. Белый A.B. Высокоинтенсивная низкоэнергетическая имплантация ионов азота // Физическая мезомеханика. 2002. - Т. 5. - № 1. - С. 95.

210. Гитгарц М.И. О сущности комбинированного старения сплавов типа ни-моник. Коллоидный эффект и его подавление // ФММ. — 1977. — Т. 43. — № 2. С. 335-344.

211. Гитгарц М.И., Кукареко В.А. Влияние температуры на упругие межфазовые напряжения в никель-хромовых дисперсионно—твердеющих сплавах // Физика металлов и металловедение. 1988. - Т. 66. — №. 6. — С. 1133— 1138.

212. Масленков С.Б. Жаропрочные стали и сплавы // Справочник. М.: Металлургия, 1983. - 191 с.

213. Травина Н.Т., Угарова В.Е. Моделирование движения дислокаций в стареющих сплавах с упорядоченной фазой // Металлофизика. — 1982. — Т. 4.-№5.-С. 79-84.

214. Усиков М.П., Утевский Л.М. Электронно—микроскопическое исследование дислокационной структуры никеля и его сплавов // Проблемы металловедения и физики металлов. М.: Металлургия, 1964. - С. 77-100.

215. Кукареко В.А Механизм разупрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов на основе Ni-Cr // Вопросы прочности и пластичности металлов: Тезисы докл. научно-техн. конф. АН БССР, Минск. 1983. - С. 34-35.

216. Huther W., Reppich В. Order hardening of MgO by large precipitated volume fractions of spinel particles // Mater. Sei. End. 1979. - V. 39. - P. 247-259.

217. Армстронг P.B Прочностные свойства металлов со сверхмелким зерном // Сверхмелкое зерно в металлах. — М.: Металлургия, 1973. — С. 11-40.

218. Пугачев B.C. Теория вероятности и математическая статистика. — М.: Наука, 1979.-497 с.

219. Lenel F. V., Ansell G.S. Powder Metallurgy. — Физическое металловедение / Под редакцией Р. Кана. вып. 3. - М.: Мир, 1968. — 460 с.

220. Гитгарц М.И., Кукареко В.А. Влияние размера зерна на процессы разупрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов на поздних стадиях старения // Доклады АН СССР. 1988. - Т. 301. - № 2. - С. 336-340.

221. Гитгарц М.И., Кукареко В.А. О статистической природе разупрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов при длительном изотермическом старении // Физика металлов и металловедение. 1989. - Т. 68. - № 3. - С. 582-589.

222. Коновалова Е.В., Конева H.A., Перевалова О.Б., Козлов Э.В. Структура зернограничного ансамбля ГЦК однофазных поликристаллов // Физическая мезомеханика. -2000. — Т. 3. — № 3. С. 15—22.

223. Финкелъ В.M. Физические основы торможения разрушения. — М.: Металлургия, 1977. 360 с.

224. Екобори Т.Е. Физика и механика разрушения и прочности твердых тел. — М.: Металлургия, 1971. 264 с.

225. Конева Н.А., Козлов Э.В., Тришкина Л.И. Классификация дислокационных субструктур // Металлофизика. 1991. - Т. 12. - № 1. — С. 49-58.

226. Гитгарц М.И., Кукареко В.А. Влияние субмикроскопической структуры на циклическую долговечность сплава нимоник // Пути повышения технического уровня и надежности машин: Тезисы докл. республ. научно-технич. конференции, Минск. — 1986. С 83-84.

227. Детерт К, Шеффел Р., Штункел Р. Влияние размера зерна и распределения мелких частиц на зарождение и распространение трещины в процессе усталости состаренных сплавов Al-Mg-Si / Прочность металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1990. - С. 252-258

228. Worthen D.W., Robertson I.M., Socie D.F. Cyclic déformation and damage structure in Inconel 718 // Biaxial and Multiaxial Fatique. London. — 1989. — P. 131-143

229. Журков С.Н. Дилатонный механизм прочности твердых тел / Физика прочности и пластичности. Л.: Наука, 1986. - С. 5—11.

230. Физика прочности и пластичности / Под ред. Журкова С.Н. Ленинград: Наука, 1986.- 152 с.

231. Кусов А.А. Фононная модель разрушения нагруженной атомной цепочки // ФТТ. -1979. Т. 21. -№ 10. - С. 3095-3099.

232. Кукареко В.А. Роль упрочняющих частиц в формировании трибологических свойств дисперсионно-твердеющего сплава ХН77ТЮР // Трение и износ-1999. Т. 20. - № 6. - С. 630-638.

233. Кукареко В.А. Субмикроскопическая структура Ni-Cr дисперсионно-твердеющих сплавов и их триботехнические свойства в условиях адгезионного взаимодействия // Трение и износ. 2003. — Т. 24. - № 2. — С. 192— 202.

234. КукарекоВ.А. Влияние структуры на износостойкость гетерогенных дисперсионно-твердеющих сплавов на Ni-Cr основе // Новые материалы и технологии в трибологии. — NMTT-97. — Вторая Америк.-Восточ.-Европ. конференция, Минск. 1-5 сент. - 1997. - С.

235. ЩША.У., Kukareko VA., Kolesnikova VA., ShykhS.K. Structure-based selection of surface engineering parameters to improve wear resistance of heterogeneous nickel and iron-based alloys // Wear. - 2003. - V. 255. - P. 527-534.

236. Гитгарц М.И. Тонкая структура дифракционных линий рентгенограмм стареющих сплавов с упругим выделением дисперсной фазы // Металлофизика. -1974. № 51 - С. 45-49.

237. Марков Д.П., Келли Д. Адгезионно-инициируемые типы катастрофического изнашивания // Трение и износ. 2002. - Т. 23. - № 5. С. 483-493.

238. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физическая мезомеханика. — 1999. Т. 2. — № 6. - С. 5-23.

239. Панин В.Е, Колубаев А.В., Слосман А.И., Тарасов С.Ю., Панин С.В., Шаркеев Ю.П. Износ в парах трения как задача физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. — 2000. — Т. 3. — № 1. — С. 67— 74

240. Демкин H.Б. Контактирование шероховатых поверхностей. М.: Наука, 1970. -227 с.

241. Kukareko V.A., Tolstoy А. V. Structure and wear resistance of Cu-Be alloy I I 14th International Conference on Surface Modification Technologies. -11-13 September. 2000. - P. 48. - CHAILLOT-GALLIERA CONFERENCE CENTER.

242. Кукареко B.A., Толстой A.B. Структура и трибологические свойства сплава медь-бериллий // Трение и износ. 2000. - Т. 21. - № 2. — С.205-212.

243. Гитгарц М. И., Толстой А. В. Эволюция структуры и кинетика выделения дисперсной фазы в сплаве медь—бериллий // Физика металлов и металловедение. Т. 67. - 1989. - № 3. - С. 547-556.

244. Толстой А. В. Релаксация полей упругих межфазовых напряжений в сплаве медь-бериллий // Известия АНБ. Сер. физ тех. наук . — 1996. — № 4. -С. 11-15

245. Толстой А. В. Дифракция рентгеновских лучей на мощных анизотропных полях упругих атомных смещений поликристаллов сплава медь-бериллий // Физика металлов и металловедение. 1991. - № 6. - С. 173—179.

246. Гитгарц М.И., Ивашин В.В., Комарова В.И., Кукареко В.А, Толстой A.B. Влияние процессов старения на структуру и свойства пружинных материалов / Пути повышения качества и надежности машин. Минск. — 1980. -С. 22-23.

247. Кривоглаз М.А. Теория рассеяния рентгеновских лучей искаженными неоднородными твердыми растворами // Физика металлов и металловедение. -1960. Т. 9. - вып. 3. - С. 641-656.

248. Кривоглаз М.А. Дифракция рентгеновских лучей и нейтронов в неидеальных кристаллах. Киев: Наукова Думка, 1983. — 380 с.

249. Всес. совещ. по старению металлических сплавов. — Свердловск, 1984. -С. 162-163.

250. Thompson A.W., Brooks JA. The mechanism of precipitation strengthening in an Iron-Base superalloy // Acta. Met. 1982. - V. 30. - P. 2197-2203.

251. Прецизионные сплавы / Под ред. Б.В. Молотилова. — Изд. 2-е. — М.: Металлургия, 1983. 438 с.

252. Кукареко В.А. Влияние параметров структурного состояния на релаксационную стойкость стали 45НХТЮ // Вопросы прочности и пластичности металлов: Тез. докл. XII научно-технич. конференц. Минск. - ФТИ, 1981.-С. 28.

253. Кейн Р.Х., Грант Н.Р. Рекристаллизация и измельчение зерна. — Сверхмелкое зерно в металлах. М.: Металлургия, 1973. - С. 131-133.

254. Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И. и др. Процессы пластического структурообразования металлов. Минск: Наука и техника, 1994. - 232 с.

255. Кукареко В.А., Копылов В.И. Влияние интенсивной сдвиговой деформации на структуру и дисперсионное упрочнение элинварного сплава45НХТ / Прогрессивные технологии обработки материалов. Минск: БПИ, 1998. - С. 94-95.

256. Новиков И.И. Дефекты кристаллической решетки металлов. — М: Металлургия, 1968.- 188 с

257. Meets E.I. and Yan S. Low-pressure ion nitriding of AISI 304 austenitic stainless steel with an intensified glow discharge // J. Vac. Sci. Technol. — All. -V. 1.-1993.-P. 25-33.

258. Бокштейн С.З. Диффузия и структура металлов. М.: Металлургия, 1973. -205 с.

259. ByeliA.V., Kukareko VA., Lobodaeva O.V., ShykhS.K., Wilbur PJ., Davis J A. Structure and wear resistance of 20X13 steel ion implanted with nitrogen at ahigh beam current density // Surface and Coatings Technology. 1997. - V. 96.-P. 255-261.

260. Белый А.В., КукарекоВ.А., Лободаева О.В., Ших С.К. Триботехнические свойства стали 20X13 ионно-легированной азотом при высоких плотностях тока // Труды межд. конф. "Взаимодействие излучений с твердым телом", ВИТТ-95, Минск.: БГУ, 1995. С. 116-119.

261. ByeliA.V., Kukareko VA., Lobodaeva O.V., Shykh S.K. High-current-density Ion Implantation of Nitrogen and Tribological properties of Ferrous Materials // World Tribology Congress. London, 8-12 Sept. - 1997. - P. 21-25.

262. Белый А.В., Кукареко В.А., Шаркеев Ю.П., Панин С.В., Легостаева Е.В. Поверхностная инженерия и триботехнические свойства имплантированной ионами азота стали 40Х // Трение и износ. 2002. - Т. 23. - № 3. — С. 268-279.

263. Бокштейн Б.С. Диффузия в кристаллах. М.: Металлургия, 1978. - 248 с.

264. Криштал М.А. Механизм диффузии в железных сплавах. М.: Металлургия, 1972.-400 с.

265. Белый A.B., Кукареко B.A., Бояренко И.В. Триботехнические характеристики мартенситных коррозионно-стойких сталей, подвергнутых ионно-лучевой обработке азотом // Трение и износ. — 1999. Т. 20. — № 4. — С. 378-387.

266. Byeli A.V., Kukareko VA., Boyirenko I.V., Kolesnikova A A. Friction-induced microstructural variations in steels subjected to low-energy elevated-temperature nitrogen ion implantation // Wear. 1999. - V. 225-229. -P.1148-1158.

267. Белый A.B., Кукареко B.A. Поверхностная инженерия сплавов на основе железа с применением пучков ионов высокой плотности // Весщ нацыя-нальнай Акадэмп навук Беларусь Серыя ф1зжа-тэхшчных навук. — 1998. -№4.-С. 60-67.

268. Byeli А. V., Kukareko VA., Lobodaeva О. V., Shykh S.K. Low-Energy High-Current-Density Nitrogen Ion Implantation of Corrosion Resistant Steels // International Conference on Surface Modification Technologies. Paris, 8-10 Sept. -1997.

269. Byeli A. V., Kukareko VA., Lobodaeva O.V., Wilbur P.J., Davis J A. High current density ion implantation and its application to improve the wear resistance of ferrous materials // Wear. 1997. - V. 203-204. - P. 596-607.

270. Jack K.H. The occurrence and crystal structure of a"-iron nitride; a new type of interstitial alloy formed during the tempering of nitrogen -containing martensite // Proc. Roy. Soc. A. V. 208. - 1951. - P. 216-224.

271. Juza R. und Sachsze W. Uber das System Kobalt Stickstoff // Z. inorg. Chem. -V. 253.-1945.-P. 95-108.

272. Багаряцкий Ю.А., Тагунова T.B., Носова Г.Н Метастабильные фазы в сплавах титана с переходными элементами // Проблемы металловедения и физики металлов. 1958. -№ 18. - вып.5. - С. 210-234.

273. Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов А.Н. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. — М.: Металлургия, 1982. — 632 с.

274. Толстой А.В., Шипко А.А., Кукареко В.А. О роли кристаллического строения кобальтовых порошков в формировании их технологических свойств // Весщ Акадэми навук Беларуа, серыя фiзiкa-тэxнiчныx навук. 1997. — № 1.-С. 3-7.

275. Гитгарц М.И. Упругие напряжения и деформации в выделении и матрице при распаде твердого раствора сплава ЭИ 43 7А // Физика металлов и металловедение. -1966. Т. 22. - № 2. - С. 220-226.

276. Byeli А. V., Kukareko VA., Lobodaeva О. V., Shykh S.K. Microstructural variations and tribology of molibdenium-type high speed steel ion implanted with high current density nitrogen beams // Wear. 1995. - V. 181-183. - P. 632637.

277. Могутное Б.М., Томилин И.А., Шварцман JI.A. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. — М.: Металлургия, 1972. 328 с.

278. Скрышевский А.Ф. Структурный анализ жидкостей и аморфных тел. — М.: Высшая школа, 1980. — 328 с.

279. Schwarz R. В. and, Johnson W.L. Formation of an Amorphous Alloy by SolidState Reaction of the Pure Polycrystalline Metals // Phys. Letters. — 1983. V. 51.-P. 415

280. Pampus K, Samwer K. and Bottiger J. Amorphization by Solid State Reaction of a Ni Single Crystal and Zr // Europhysics Letters. - 1987. - V. 3. - No. 5.-P. 581-585

281. Самвер К., Регенбрехт AШредер Г. Образование аморфных сплавов Zr — Со при протекании реакции твердофазной аморфизации / Быстрозакален-ные металлы под ред. Б. Кантора. М.: Металлургия, 1983. - С. 308 — 313.

282. Иноуэ А., Масумото Т., Аракава С., Ивагачи Е. Механические свойства и термическая стабильность высокоуглеродистых аморфных сталей нового типа / Быстрозакаленные металлы / Под ред. Б. Кантора. М.: Металлургия, 1983.-С. 132-139.

283. Koch С.С., Cavin О.В., McKamey C.G. and Scarbrough J.О. Preparation of "Amorphous" Ni5oNb4o by Mechanical Alloying // Appl. Phys. Letters. 1983. -No. 43.-P. 1017.

284. Kukareko V.A., Byeli A.V. Dose rate and microstructure of nitrogen ion-implanted chromium steels // Surface and Coatings Technology. 2000. - V. 127. - No. 2-3. - P. 174-178.

285. Byeli A.V., Kukareko V.A., Lobodaeva O.V., Wilbur P.J., Davis J A. High current density ion implantation and its application to improve the wear resistance of ferrous materials // Wear. 1997. - V. 203-204. - P. 596-607.

286. Коршунов Л.Г. Черненко Н.Л. Влияние е-мартенсита на абразивную стойкость железомарганцевых сплавов // ФММ. 2002. - Т. 94. - № 6. -С. 53-61.

287. Кукареко В.А., Барановский К.Э., Калиниченко А.С. Механизм формирования медной пленки при трении без смазочного материала кремний — марганцевой бронзы по стали // Трение и износ. 2003. — Т. 24. — № 1. — С. 92-97.

288. Рубцов В.E., Колубаев А.В. Моделирование сдвиговой деформации слоистого материала при трении // Труды II межд. науч.-техн. конф. / Под ред. В.В. Полякова. Барнаул: Изд-во Алтайского ун-та, 2001. — С. 185-189.

289. Белый A.B., Кукареко В.А., Рубцов В.Е., Колубаев A.B. Сдвиговая пластическая деформация и износостойкость ионно-модифицированных материалов с твердыми слоями // Физическая мезомеханика. — 2002. — Т. 5. — № 1. С. 41-47.

290. Сорокин В.Г., Волосникова A.B., Вяткин С.А. и др. Марочник сталей и сплавов / Под ред. В.Г. Сорокина. Машиностроение, 1989. — 640 с.

291. Баранов В.М., Кудрявцев Е.М., Сарычев Г.А. Анализ частотного спектра акустического излучения при трении твердых тел // Трение и износ. -1994.-Т. 15.-№6.-С. 986-993.

292. Легостаева Е. В., Шаркеев Ю. П., Кукареко В.А. Сравнительное исследование частиц износа и поверхностей трения, формирующихся в процессе трения и износа неимплантированной и ионно-имплантированной стали 45 // Физическая мезомеханика. — 2002. Т. 5.

293. Tbikun ßJ5SR3§epxH0CTHbie слои нагруженных твердых тел как мезоско-пический структурный уровень деформации // Физическая мезомеханика. 2001. - Т. 4. - № 3. - С. 5-22.

294. Комяк Н.И., Мясников Ю.Г. Рентгеновские методы и аппаратура для определения напряжений. JL: Машиностроение, 1972. - 85 с.

295. Белый А.В., Биленко Э.Г, Кукареко В.А. Структура и физико—механические свойства стали 40X13, подвергнутой ионно—лучевой обработке азотом // Трение и износ. 2003. - Т.24. - № 5. - С. 497-502.

296. В.результате проведенных жооледованнВ1..Определены оптимальные режимы, термической обработки сплава 45НХТЮ и разработан рентгеноструктурный метод и контроля»

297. Рекомендации ЩЩШИ АН.БССР внедрены в производство.

298. Годовой экономический аффект отУвнедрения составляет 184000 рублей.

299. От п/я А-1874 Начальник ТК0-2-.Харитонов В.ДЦ,1. УГ^0 Начальник С^ПР Ш .1. Начальник СН. . .1. Цветнов В.В.1. От ЩД Ш/АН БССР1. Научный руководительработыдокт. физжмат. наук . .1. Гитгащ М.И*

300. Отве тотвенные исполнители: м.н.о,1. Комарове В.й,м.н.о.укареко В.А.1. Толстой А.в.3aii. р^цяоддае'ад предприятий1. Белотелов В .П.

301. УТВЕЕЩЩ) И.О." директора ЩДМАШ Ш БССР •"членкорр. Ш БССР1. У?/"— : ЛИ 1981г.1. АКТ .внедрения в производство рекомендаций, разработавши: ЩДМШ Ай БОС?по хоздоговору 3-80

302. Рекомендации ЩЩМ2 внедренн в производство. Годовой экономический эффект от их внедрения состовляет 153180 рублей.

303. QS и/я A-I874 /начальник ТЕО-2 jituibjvJ*

304. Начальник СИЕР Ш Начальник^ GH1. CA*4

305. Панкратов ¿«IL ш А.В» Двитжзв В.В-Бодриков В.И.

306. От ЩДОДЩ АН БССР ' Зав.лабораторией1. Егтгарц М«И,1. Ст. ^нЙу8&"сотру.ХВИкк.ф.-гл.н. Коврова В »И.мд.шзгчны^ сотрудйик1. A.A.1. Мл.научный сотрудник1. Толстой А*В*1. Ж АН ЕССР1. Б. ЕЕРЕСТНЕ8 1986 г.1. АКТ О БНЩРЕНИИ

307. Экономическая эффективность достигнута за. счет увеличения надежности и долговечности работы ножей гранулятора в механизме продольной резки ГШ! 01.ООО.СО СБ и составила 178,52 тыс.руб.

308. Долевое участие ЩЩАШ АН БССР составило 60^(107,1 тыс.руб.).начальник ПКО Войтехович Г.К., главный технолог Соколовский С.В

309. Расчет экономической эффективности прилагается. Настоящий акт не является основанием для премирования из фонда экономического стимулирования предприятия.1. Представители предприятия

310. М.В.Шоломовский Г.К.Войтехович С.В.Соколовский1. Представители института

311. М.И.Гитгэри В. А. Кук а ре к о1. УТВЕРЖДАЮстапчик1. АКТвнедрения технологического процесса ионного микролегирования деталей уплотнений

312. Проведенные на предприятиях испытания показали, что микролегирование азотом увеличивает износостойкость поршневых колец автомобильных двигателей в 2,2 -2,5 раза.

313. Ожидаемый экономический эффект от увеличения срока службы поршневых колец без учета затрат на переборку двигателя составляет 20,0 млн. рублей на 1 комплект колец.

314. Комиссии были предъявлены: ТЗ-НИОТР ФТИ 0.056, комплект ТД ФТИ 01075.00046. акт производственных испытаний опытной партии штампов с упрочненными рабочими вставками от1. У" J*«ß2003 г.

315. Комиссия установила, что опытная партия штампов с упрочненными рабочими вставками соответствуют ТЗ-НИОТР ФТИ 0.056 от 4.07.2001 г.

316. Комиссия считает технологический процесс ионно-лучевой обработки рабочих вставок штамповой оснастки с литерой «Oi» (комплект ТД ФТИ 01075.00046) внедренным в производство.

317. Планка ЯВИЕ. 745442.003 ИП 1541.8006 (пробивной) 8900 4300 2,07

318. Карта ЯВИЕ. 745271.003 Карта ЯВИЕ. 745271.004 ИП 1612.8003 (гибочный) 26250 11410 2,30

319. Карта ЯВИЕ. 745271.003 Карта ЯВИЕ. 745271.004 ИП 1700.8019 (совмещенный вырубной) 28700 13600 2,11

320. Комиссия пришла к выводу, что ионно-лучевое азотирование вставок штамповой оснастки обеспечивает увеличение срока их службы в 2,1*2,3 раза.

321. Председатель комиссии Члены комиссии1. H.A. Паршуто1. A.B. Белый

322. B.А. Кукареко Н.И. Мальцев И.И. Таран