Полученные при стереологическом анализе гистограмммы длины кристаллов мартенсита имеют дублет (twin-peaks) для мартенсита центральной зоны лазерного пятна и периферийной («белой») зоны - рисунок 1. Это свидетельствует о наличии в каждой зоне более чем одной размерной группы кристаллов мартенсита, а следовательно, мартенситного протекания превращения в этих зонах по двум механизмам - с расщеплением дислокаций (по феноменологическому механизму в результате неравновесных ВДВ) и без расщепления (по классичес-кому механизму). При этом в «белой» зоне доминирует первый, а в центральной - второй механизм.

По результатам исследований участие углерода в неравновесных фазовых переходах и структурообразовании можно охарактеризовать следующими особенностями.

Рис. 1 Окно программы «Система КОИ» с данными стереологического анализа мартенсита в центральной зоне лазерного пятна

Расчетным путем установлено, что в областях с мощными температурными градиентами (10⁶ град/м) и градиентами напряжений аномальная диффузия углерода, обусловленная аддитивным действием сопутствующего вакансионного потока, даже за время, соизмеримое с лазерным импульсом, может приводить к формированию объемов, существенно отличающихся концентрацией углерода. При охлаждении это приводит к различному уровню точки М_Н в этих областях, а, следовательно, и к различной кинетике мартенситного превращения и морфологии мартенсита. При низкой М_Н автокаталитический характер зарождения мартенсита выражен более ярко из-за более высокой степени наклепа сильно переохлажденного аустенита.

При меньших температурных и деформационных градиентах или их отсутствии углерод, находясь в растворе или в виде атмосфер, существенно тормозит дислокационные процессы, подавляя, в частности, механизм ЗГП и другие проявления пластической деформации, значительно повышая тем самым вероятность трещинообразования в высокоуглеродистых сталях при обработке КПЭ.

Повышенная склонность к трещинообразованию позволила по данным оптической металлографии определить величину пластической деформации в зоне лазерного пятна стали У10А. Использовали методику, аналогичную определению величины _общ. в армко-железе по механизму ЗГП (в главе4). Измерения компонент вектора смещений проводили по сдвиговым смещениям на пересечении трещин с границей лазерного пятна (рисунок 2). Величина _общ. составила значения, не превышающие 2,5 %.

Таким образом, по микроструктурным данным отмечается, что углерод увеличивает вероятность формирования «белых» зон с ультра мелким мартенситом в тех объемах, где его концентрация под действием термосиловых градиентов повышается. При этом перераспределение углерода в поле действия градиентов происходит одновременно с вакансионным потоком, образование которого при температурном градиенте 10⁶ град/м обусловлено термодинамически. Поток вакансий инициирует в «белой» зоне неравновесные ВДВ, которые (через стадию образования квазидиполей) и формируют по феноменологическому механизму ультрамелкий мартенсит, не дифференцируемый при микроструктурных исследованиях.

Рис. 2 Смещение границы лазерного пятна при прохождении трещины, 250

В шестой главе диссертации исследовалась хромистая сталь Х12М после импульсной лазерной обработки. Она была выбрана в качестве модельного материала с целью изучения влияния легирующих элементов (хрома), находящегося в твердом растворе и в виде карбидов, на закономерности неравновесного структурообразования.

При исследовании РЭМ-методом микроструктуры стали Х12М после лазерной обработки были отмечены две главные особенности (рисунок 3):

выделение высокодисперсных наноразмерных карбидов;

образование пористости вокруг исходных некогерентных вторичных и первичных карбидов и на наследственных границах зерен.

Обнаруженные высокодис-персные карбиды имеют размеры 200-500 нм и глобулярную форму. Тогда как размеры исходных вторичных карбидов не менее 1 мкм, а по форме они продолговатые или угловатые.

Для высокодисперсных карбидов характерно то, что их границы менее четко просматриваются, чем у исходных карбидов, и то, что на их границах нет пористости. Это свидетельствует о том, что они образовались на стадии охлаждения после лазерного воздействия.

Рис. 3 Зона с нерастворенными карбидами стали Х12М после ЛО. РЭМ, 5670

Плотность расположения высоко-дисперсных карбидов и их регуляр-ное распределение в матрице позволяют говорит о том, что именно они являются причиной упрочнения стали Х12М при ЛО. То есть упрочнение в исследуемой структурной зоне происходит по дисперсионному механизму.

Пористость присутствует практически на всех высокоугловых границах исходных зерен и границах исходных карбидов с матрицей, и имеет, по нашему мнению, вакансионное происхождение. Аргументы в пользу такого происхождения пор следующие.

Микрорентгеноспектральный анализ показал, что в межкарбидном пространстве исследуемой стали Х12М содержится около 4% Cr (по массе). Это очень существенно снижает энергию дефекта упаковки (ЭДУ) в Fe-C-сплавах. ЭДУ определяет процесс расщепления дислокаций и тем самым существенно влияет как на дислокационные механизмы превращений, так и на деформационные эффекты в целом. Чем ниже значение ЭДУ, тем более растянутыми являются дислокации. Таким образом, в металлической матрице стали Х12М дислокации являются растянутыми, а растянутые дислокации практически не могут перемещаться неконсервативно (переползать). Это значит, что неравновесные ВДВ, приводящие к образованию квазидипольных дислокационных конфигураций и последующему феноменологическому механизму мартенситного превращения, в стали Х12М невозможны.

Растянутые дислокации являются малоэффективными стоками для избыточных вакансий. Это обстоятельство на фоне общего замедления диффузионных процессов (в том числе и существенное торможение миграции вакансий), обусловленных легированием, объясняет образование большого количества пор на некогерентных границах. При «термоударе», происходящем в процессе импульсной ЛО, образование большого количества избыточных вакансий обусловлено термодинамически, поскольку энергия их образования у некогернтных границ примерно вдвое меньше, чем в объеме матрицы. Однако эти избыточные вакансии не могут «раствориться» (или аннигилировать) в матрице из-за затрудненной миграции и отсутствия стоков - они объединяются в вакансионные диски, которые затем могут преобразуются в поры.

Более того, в этой стали существенно заторможены все процессы, связанные с подвижностью дислокаций: поперечное и множественное скольжение, эволюция дислокационной структуры (образование ячеистой и полосчатой структур), образование разнообразных следов деформации, зарождение вакансий при пересечении дислокаций, скользящих в разных плоскостях скольжения.

Таким образом, в сталях, легированных элементами, сильно понижающими ЭДУ (Cr, Mn, Ni, Co), неравновесные ВДВ практически невозможны, что исключает протекание фазового -превращения по феноменологическому механизму с образованием квазидиполей. Такое легирование подавляет и деформационные эффекты при ЛО, так как ограничены поперечное и множественное скольжение дислокаций, на которых основаны механизмы высокотемпературной деформации, в том числе ЗГП и его различные проявления, наблюдавшиеся в армко-железе (глава 4).

Итак, проведенные в главах 4-6 исследования позволили не только установить некоторые новые особенности неравновесного структурообразования в сталях, но и показали его связь с ВДВ. Одним из наиболее важных результатов этих исследований является определение условий, в которых неравновесные ВДВ выполняют структурообразующую функцию, а также условий, при которых их можно не принимать в расчет. Эти условия касаются химического состава стали и её исходной структуры. Они являются внутренними параметрами системы структурообразования. В последующих разделах работы они оценены количественно и учтены при моделировании процессов неравновесного структурообразования. Кроме этого система контролируется управляющими (внешними) параметрами - термическим и деформационным. Совокупность внешних и внутренних параметров полностью задает состояние системы. Определив всю совокупность параметров можно прогнозировать (моделировать) структурное состояние стали при КПЭ-обработке.