Электронно-пучковая модификация закаленной стали

Электронно-пучковая модификация закаленной стали

Ю.Ф. Иванов, И.Б. Целлермаер1, В.П. Ротштейн, В.Е. Громов1

Институт сильноточной электроники СО РАН, Томск, 634055, Россия 1 Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк, 654007, Россия

Методами дифракционной электронной микроскопии тонких фольг исследованы фазовый состав и дефектная субструктура слоя, формирующегося в результате обработки исходно закаленной стали импульсным низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком микросекундной длительности. Выявлено формирование многослойной структуры, закономерным образом изменяющейся по мере удаления от поверхности обработки. Высказано предположение, что причиной этого являются высокие скорости нагрева и охлаждения стали, реализующиеся при электронно-пучковой обработке, существенно ограничивающей время протекания выравнивающей диффузии углерода.

Electron beam modification of quenched steel

Yu.F. Ivanov, I.B. Tsellermaer1, V.P. Rotshtein, and V.E. Gromov1

Institute of High Current Electronics SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 1 Siberian State Industrial University, Novokuznetsk, 654007, Russia

Using methods of electron diffraction microscopy of thin films we study the phase composition and defect substructure of a layer formed after treatment of initially quenched steel by pulsed low-energy high-current electron beam of microsecond duration. We have revealed the formation of a multilayer structure regularly varying with distance from the treated surface. It is supposed that this is caused by high heating and cooling rates of steel observed at electron beam treatment which significantly restricts the time of carbon diffusion leveling.

1. Введение

В настоящее время одним из перспективных методов модифицирования структуры и фазового состава приповерхностных слоев изделий из различных материалов (металлы и сплавы, металлокерамики, покрытия) с целью повышения их эксплуатационных характеристик является электронно-пучковая импульсная обработка. Сверхбыстрые нагрев, плавление, испарение, кристаллизация и последующая закалка в условиях действия волн напряжений и/или ударных волн позволяют формировать в поверхностных слоях аморфные и нанокрис-таллические структуры, создавать сплавы из несмеши-ваемых элементов и т.д. [1]. Столь существенные изменения структурно-фазового состояния поверхностных слоев создают условия для образования градиентных структурно-фазовых состояний и приводят к улучшению прочностных и физико-химических свойств мате-

риала, недостижимому при традиционных методах поверхностной обработки [1, 2]. Концептуальные основы подобных образований в поверхностных слоях должны иметь общую природу, связанную с рассмотрением модифицированных слоев твердого тела как многоуровневой системы [3]. Целью настоящей работы являлся анализ структуры, формирующейся при модификации закаленной стали 65Г, подвергнутой обработке импульсным низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком микросекундной длительности. Исследования состояния стали проводили на различных структурномасштабных (макро, мезо, микро и нано) уровнях.

2. Материал и методика исследования

В качестве материала исследования была использована сталь 65Г, в которой в результате закалки от температуры 850 °С была сформирована мартенситная струк-

© Иванов Ю.Ф., Целлермаер И.Б., Ротштейн В.П., Громов B.E., 2006

тура преимущественно пакетной морфологии. Электронно-пучковую обработку стали осуществляли низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком с параметрами: плотность энергии пучка электронов Е8 =

= 2.5...6 Дж/см2, длительность импульсов т = 2.5 мкс, количество импульсов облучения N = 5, временной промежуток между импульсами t = 10 с [4]. Образцы стали имели форму пластин размером 25x25x10 мм3. Исследования фазового состава и дефектной субструктуры стали осуществляли методами дифракционной электронной микроскопии тонких фольг, приготовленных путем электролитического утонения пластинок, вырезанных с различной глубины обработанного электронным пучком образца.

3. Результаты исследования и их обсуждение

Предварительные исследования структуры поперечного излома, выполненные методами сканирующей электронной микроскопии, показали, что электроннопучковая обработка стали привела к плавлению слоя толщиной ~4 мкм. Это позволило провести исследования структурно-фазовых преобразований стали в слоях образца, расположенных на глубине —10...15 мкм (зона термического влияния); —6...7 мкм (зона твердофазного а^у^а-преобразования); —0...1 мкм (зона кристаллизации расплава).

3.1. Зона термического влияния

3.1.1. Преобразование дефектной подсистемы

Высокоскоростное термическое воздействие способствует преобразованию дислокационной субструктуры кристаллов мартенсита, что сопровождается, во-первых, снижением скалярной плотности дислокаций, величина которой составляет (5.3...6.1) -1010 см-2. Последнее протекает как в условиях сохранения сетчатой дислокационной субструктуры, так и при ее замещении структурой дислокационного хаоса. Во-вторых, происходит фрагментация кристаллов мартенсита, т.е. разбиение на отдельные, слаборазориентированные (азимутальная составляющая угла полной разориентации

фрагментов, оцененная по величине размытия рефлекса, Ла — 8.5 °) области. В-третьих, формируется субзерен-ная структура. Субзерна имеют в большинстве случаев анизотропную форму, располагаются вдоль кристаллов мартенсита и образуются путем поперечного деления кристаллов малоугловыми границами (рис. 1, а). Формирование субзерен приводит к разбиению тяжей (размытия) матричных рефлексов на серию расположенных рядом рефлексов (рис. 1, б). В-четвертых, разрушаются границы кристаллов мартенсита. Анализ структуры стали показывает, что в большинстве случаев рассыпаются границы кристаллов, свободные от частиц карбидной фазы (рис. 1, в).

Следует отметить, что характер перестройки дислокационной субструктуры закаленной стали существенным образом зависит от скорости ввода энергии (длительности импульса пучка электронов). Снижение длительности импульса с 2.5 до 0.8 мкс при одной и той же величине плотности энергии (—2.5 Дж/см2) также сопровождается формированием субзеренной структуры, однако величина скалярной плотности дислокаций в субзернах практически не изменяется по сравнению с закаленной сталью, сохраняется и тип дислокационной субструктуры — сетчатая [5]. На микроэлектронограммах, полученных с пакета, обнаруживается квазикольцевое расположение дифракционных пятен, что указывает на большеугловой характер разориентации субзерен.

3.1.2. Преобразование карбидной подсистемы

Прежде всего, изменяется форма частиц, расположенных вдоль границ кристаллов мартенсита: карбидные прослойки разбиваются на серии отдельно расположенных частиц округлой формы, декорирующих кристаллы мартенсита. Как правило, такое поведение карбидной фазы наблюдается и при печной обработке закаленной стали в режиме низкого и среднетемпературного отпуска [6].

Одновременно с этим частицы карбидной фазы обнаруживаются и в сравнительно широких кристаллах мартенсита и пакетной и пластинчатой морфологии. Выявлены два размерных класса частиц карбидной фа-

Рис. 1. Электронно-микроскопическое изображение структуры, формирующейся в зоне термического влияния. Сталь 65Г, предварительно закаленная на мартенсит: а, в — светлопольные изображения; б — микроэлектронограмма к

зы. К первому из них отнесем частицы, размеры которых изменяются в пределах 15...30 нм. Частицы этого размерного класса имеют глобулярную форму и располагаются в стыках границ ячеек и фрагментов. Весьма часто данные частицы соединяются полосами измененного контраста, которые разбивают кристалл мартенсита на своеобразные ячейки (соты) (рис. 2). Можно предположить, что причиной возникновения данных полос являются процессы растворения частиц цементита и перераспределения атомов углерода между частицами и дислокационной субструктурой. Локальное изменение химического состава материала и, следовательно, поглощательной способности фольги приводит к эффекту формирования полос измененного контраста. Рассуждения о повышенной концентрации углерода в полосах измененного контраста подтверждаются присутствием в них частиц карбидной фазы, которые и формируют второй размерный класс — 2...4 нм (рис. 2). Одновременно с этим частицы второго размерного класса выявляются и в границах дислокационных ячеек и фрагментов.

3.1.3. Преобразование остаточного аустенита

Микродифракционный анализ зоны термического влияния не привел к обнаружению остаточного аустенита, присутствующего, как правило, в закаленной стали. Следовательно, электронно-пучковая обработка стали сопровождается допревращением остаточного аусте-нита с образованием феррита и цементита.

3.2. Зона твердофазного а^у^а-преобразования

3.2.1. Преобразование дефектной подсистемы стали

Высокоскоростные нагрев и охлаждение анализируемого слоя стали сопровождаются множественными преобразованиями мартенситной структуры. На микромасштабном уровне это выражается в релаксации дислокационной субструктуры кристаллов мартенсита — скалярная плотность дислокаций снижается до величины —4.5 • 1010 см-2. При этом иногда наблюдается рассыпание сетчатой дислокационной субструктуры и об-

разование субструктуры дислокационного хаоса, реже отмечается формирование ячеистой субструктуры.

На мезомасштабном уровне эти процессы проявляются в формировании субзеренной структуры. Обнаруживаются субзерна двух типов: субзерна изотропной и анизотропной формы. Размеры субзерен изотропной формы изменяются в пределах 100...150 нм; в объеме субзерен наблюдаются сетчатая и ячеисто-сетчатая дислокационная субструктуры. Во втором случае коэффициент анизотропии субзерен k = Ь/Б = 2.1...2.5. Судя по взаимному расположению таких субзерен (параллельные ряды, подобно пакету кристаллов пакетного мартенсита) и их поперечным размерам (450...500 нм) можно предположить, что сформировались они в результате рассыпания границ кристаллов пакетного мартенсита. Учитывая, что в закаленной стали 65Г поперечные размеры основной массы кристаллов пакетного мартенсита изменялись в пределах 180...230 нм, получаем, что в результате рассыпания границ объединяются два-три расположенных рядом кристалла мартенсита. Следует отметить, что данный механизм формирования субзерен ранее наблюдался при электронно-пучковой обработке стали аустенитного и ферритного класса [7]. Изотропные и анизотропные субзерна, как правило, располагаются определенным образом относительно друг друга. Субзерна анизотропной формы формируются в объеме пакета кристаллов мартенсита, субзерна изотропной формы — в стыках пакетов.

На макромасштабном уровне преобразования мартенситной структуры выражаются в протекании начальной стадии процесса динамической рекристаллизации. Это сопровождается формированием центров рекристаллизации — зерен, размеры которых изменяются в пределах 0.25...0.5 мкм. Как правило, центры рекристаллизации формируются вблизи границ раздела зерен, пакетов и кристаллов мартенсита.

3.2.2. Преобразование карбидной подсистемы

Малые времена термического воздействия (предположительно, миллисекунды) не приводят к полному

Рис. 2. Электронно-микроскопическое (а) и схематическое (б) изображения структуры, формирующейся в зоне термического влияния. Сталь 65Г, предварительно закаленная на мартенсит. Белые стрелки — первичные частицы цементита (цементит «самоотпуска»); черные стрелки — вторичные частицы, сформировавшиеся в результате электронно-пучковой обработки

Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение структуры стали 65Г, формирующейся в зоне твердофазного а^у^а-превращения, инициированного электронно-пучковым воздействием: а — светлое поле; б — темное поле, полученное в рядом расположенных рефлексах [002]а-Ре и [022]у^е; в — микроэлектронограмма к (б), стрелкой указан рефлекс темного поля. На (а) светлыми стрелками указаны частицы цементита глобулярной морфологии, расположенные в стыках ячеек и фрагментов; темными — частицы в виде тонких прослоек, расположенные параллельно границам кристаллов мартенсита

растворению частиц карбидной фазы. Как и в зоне термического влияния, частицы цементита обнаруживаются вдоль внутрифазных границ (границ зерен, субзерен, пакетов и кристаллов мартенсита) и в объеме кристаллов мартенсита. Частицы, расположенные в стыках и вдоль внутрифазных границ, имеют, как правило, глобулярную форму, реже — форму тонких прослоек. Частицы, расположенные в сравнительно широких кристаллах мартенсита и пакетной и пластинчатой морфологии, формируют протяженные прослойки. Данные прослойки располагаются параллельно продольной оси кристалла мартенсита и делят его на некоторое количество слоев а-фазы (рис. 3). Поперечные размеры прослоек цементита изменяются в пределах 5...10 нм, прослоек а-фазы — 30...40 нм. В морфологическом отношении данная структура весьма напоминает структуру пластинчатого перлита, в которой также присутствуют два структурных элемента — параллельные друг другу чередующиеся пластины цементита и а-железа.

Сопоставляя данные результаты с результатами анализа рис. 2, можно предположить, что увеличение температуры воздействия на структуру стали, имеющее место в зоне твердофазного а^у^а-преобразования стали, приводит к дальнейшему преобразованию структуры полос измененного контраста с образованием частиц цементита, формирующих протяженные прослойки. Одной из причин формирования такой структуры являются поля напряжений, образующиеся в кристаллах мартенсита в результате сдвигового у^а-превращения. В работе [8] было показано, что в углеродистых сталях обнаруживаются кристаллы мартенсита, в торцах которых формируется структура, состоящая из расположенных параллельно друг другу и границам кристалла мартенсита малоугловых границ смешанного типа, напоминающая по своей морфологии пакет кристаллов мартенсита. Движущей силой, способствующей формированию таких границ, является компенсация полей напряжений, достигающих максимальных значений именно в торцах кристаллов мартенсита. Высокоскоростное

термическое воздействие, реализующееся в условиях электронно-пучковой обработки стали, на начальной стадии приводит к формированию полос измененного контраста (полос, обогащенных атомами углерода), а в последующем — к формированию на их месте тонких прослоек цементита.

3.2.3. Полиморфное превращение

Высокоскоростные нагрев и охлаждение анализируемого в настоящем разделе объема стали позволили зафиксировать начальные стадии формирования аусте-нита с последующим его замораживанием. Последнее дает возможность провести анализ структурных элементов стали, вблизи которых, в первую очередь, инициируется полиморфное а^у-превращение.

В результате выполненных исследований установлено, что практически всегда остаточный аустенит фиксируется в объемах стали, ранее содержащих частицы карбидной фазы — цементит. Этот факт является ожидаемым, т.к., следуя диаграмме фазового равновесия Fe-C, можно сказать, что, в первую очередь (при наименьшей из возможных температур), а^у-превращение будет протекать вдоль межфазной границы феррит/цементит. К ним относятся границы и стыки границ пакетов и кристаллов мартенсита, границы раздела а-мат-рицы и прослоек цементита, сформировавшихся в объеме кристаллов мартенсита (рис. 3, б). В последнем случае тонкие прослойки остаточного аустенита также располагаются параллельно друг другу и делят кристалл мартенсита на некоторое количество слоев. Отметим, что образование подобной структуры нами наблюдалось ранее в стали 45, обработанной низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком микросекундной длительности [9].

Формирование островков аустенита определенных (критических) размеров приводит при охлаждении стали к сдвиговому превращению с образованием кристаллов мартенсита (рис. 4). Особенностью вновь образую-

Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение структуры стали 65Г, формирующейся в зоне твердофазного а^у^а-превращения, инициированного электронно-пучковым воздействием: а — светлое поле; б — темное поле, полученное в рядом расположенных рефлексах [ 110]а-Ре и [002]у^е; в — микроэлектронограмма (стрелкой указан рефлекс темного поля). На (а) стрелками указаны области а^у^а сдвигового превращения, на (б) — прослойки у-фазы

щегося мартенсита является малый размер кристаллов, ограниченный размерами объемов превращения (островков у-фазы). Выполненные измерения показывают, что поперечные размеры таких кристаллов изменяются в пределах 30...50 нм; продольные — 200...300 нм. Превращение в таких объемах, как правило, не происходит полностью, практически всегда кристаллы мартенсита содержат прослойки остаточного аустенита (рис. 4, б). Отметим, что ранее в работе [10] отмечалось, что высокоскоростная электронно-пучковая обработка стали сопровождается стабилизацией остаточного аустенита. Зерна вновь образовавшегося аустенита, размеры которых не превышали ~400...500 нм, не претерпевали полиморфного превращения с образованием кристаллов мартенсита. Формирование подобной структуры было выявлено при анализе поверхностных слоев стали, т.е. слоев, скорость охлаждения которых была максимальна и составляла ~109 K/с. Следует ожидать, что скорость охлаждения подповерхностных слоев стали ниже, что и способствовало частичному у^а-превращению островков остаточного аустенита.

3.3. Зона кристаллизации расплава

3.3.1. Фазовый состав слоя кристаллизации

Электронно-микроскопические исследования поверхностного слоя, формирующегося при кристаллизации расплава и последующей закалке, выявили поли-кристаллическую (зеренную) структуру (рис. 5). Микро-дифракционный анализ и последующее индицирование микроэлектронограмм показали, что основной фазой исследуемого слоя стали является а-фаза (ОЦК кристаллическая решетка, твердый раствор на основе железа). В отдельных случаях на микроэлектронограммах присутствуют слабые рефлексы у-фазы. Микроэлектроно-граммы содержат также слабые рефлексы цементита. Низкая интенсивность рефлексов остаточного аустени-та и цементита указывает на их сравнительно малые объемные доли.

Размер зерен поверхностного слоя стали изменяется в весьма широких пределах: от десятков микрометров до сотен нанометров. Зерна а-фазы, размеры которых составляют доли микрометра, в большинстве случаев имеют ярко выраженную геометрическую форму с четкими прямолинейными границами. Приготовление фольги часто приводит к располировыванию приграничных областей таких зерен (рис. 5, б). Последнее может указывать и на присутствие вдоль границ таких зерен выделений второй фазы, и на формирование в структуре стали высокого уровня полей напряжений, способствующих разрушению материала фольги вдоль границ зерен.

3.3.2. Внутризеренная структура стали

Зерна микронных размеров имеют внутризеренную структуру, характерную для структуры закаленной традиционным образом стали: состоят из кристаллов мартенсита пластинчатой и пакетной морфологии (рис. 5, а). Малые размеры зерен исходной у-фазы приводят в формированию кристаллов мартенсита малых поперечных размеров. К примеру, в зернах размерами ~ 1 мкм поперечные размеры кристаллов мартенсита изменяются в пределах 50...100 нм. С ростом размера зерен средние поперечные размеры кристаллов мартенсита слабо увеличиваются, достигая значений 100...150 нм при размере зерен ~6...10 мкм.

Зерна субмикронных размеров, т.е. зерна, размеры которых не превышают ~0.5 мкм, в большинстве исследованных случаев не содержат в своем объеме кристаллов мартенсита (рис. 5, б-г). Анализируя характерные электронно-микроскопические изображения таких зерен, можно отметить наличие вдоль границ зерен протяженных прослоек некоторой фазы (рис. 5, г). Микродиф-ракционный анализ дает основание сказать, что данные прослойки являются а-фазой и, по всей видимости, представляют собой кристаллы мартенсита (рис. 5, Э). Отметим, что ранее подобную морфологически двухосновную структуру наблюдали в работе [10] при элект-

Рис. 5. Электронно-микроскопическое изображение структуры стали 65Г, формирующейся в зоне кристаллизации расплава, инициированного электронно-пучковым воздействием: а-в — светлые поля; г — темное поле, полученное в рефлексе [110]а-Ре; д — микроэлектронограмма к (в), рефлекс темного поля указан стрелкой

ронно-микроскопических исследованиях стали 45, обработанной импульсно-периодическим низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком микросекундной длительности. Поддерживая трактовку результатов, приведенных в работе [10], можно предположить следующий механизм формирования такой структуры. Закалка стали сопровождается формированием а-фазы зеренного типа, прослойки остаточного аустенита располагаются вдоль границ зерен. В процессе приготовления фольги перераспределяются упругие напряжения, стабилизирующие у-фазу, что приводит к мартенситно-му у^а-превращению данных прослоек. Вследствие этого при электронно-микроскопическом исследовании тонкой фольги выявляется структура, имеющая подобное, несколько экзотическое, строение.

3.3.3. Дефектная субструктура фаз

Дефектная структура кристаллов пакетного мартенсита представлена в подавляющем большинстве случаев плотными дислокационными сетками. Скалярная плотность дислокаций в сетках достигает величины ~ 1011 см-2. Дефектная структура кристаллов пластинчатого мартенсита представлена дислокационными сетками и двойниками превращения.

В зернах субмикронных размеров, как уже отмечалось выше, кристаллов мартенсита нет. Дефектная субструктура таких зерен представлена плотной сетчатой

дислокационной субструктурой, скалярная плотность дислокаций которой —1011 см-2 (рис. 5, б-г). Следовательно, по типу дислокационной субструктуры субмик-ронные зерна подобны субструктуре кристаллов мартенсита. Последнее обстоятельство позволяет предположить, что зерна субмикронных размеров также сформировались по мартенситному механизму и являются кристаллами мартенсита.

3.3.4. Состояние твердого раствора фаз, формирующихся при высокоскоростной закалке из жидкого состояния

Высокоскоростная закалка стали из состояния расплава предполагает формирование однородного жидкого, а затем и твердого раствора углерода в кристаллической решетке вначале на основе у-фазы (аустенит), затем — а-фазы (мартенсит). Следуя химическому составу стали, концентрация углерода в твердом растворе на основе а-фазы должна составлять —(0.60...0.65) вес. %. При такой концентрации углерода кристаллическая решетка железа переходит из ОЦК- в ОЦТ-состояние. Последнее может быть обнаружено по расщеплению рефлексов а-фазы. Действительно, проведенные микродиф-ракционные исследования мартенситной структуры выявили в отдельных случаях микроэлектронограммы, соответствующие рефлексы которых были расщеплены (рис. 6). Оценки концентрации углерода по тетрагональ-

*

Рис. 6. Электронно-микроскопическое изображение структуры стали 65Г, формирующейся в зоне кристаллизации расплава, инициированного электронно-пучковым воздействием: а — светлое поле; б—микроэлектронограмма

ному расщеплению рефлексов а-фазы осуществляли, используя соотношение [11]:

С а = 1 + ур,

где у = 0.046 ± 0.001; р — концентрация углерода в твердом растворе, % (по массе). Выполненные нами с использованием данной зависимости оценки показали, что с/а = 1.029, следовательно,р = 0.63 вес. %. Последнее означает, что сверхвысокие скорости охлаждения стали позволяют получить закалочную структуру, концентрация углерода в твердом растворе которой соответствует химическому составу стали.

Тетрагональные искажения кристаллической решетки мартенситной структуры обнаруживаются довольно редко. Причиной этого является распад твердого раствора углерода в а-железе вследствие остаточного тепла (т.н. «самоотпуск» стали). Распад твердого раствора сопровождается уходом атомов углерода на дефекты кристаллической структуры (дислокации и внутрифазные границы) и формирование частиц карбидной фазы, которые уверенно выявляются методами темнопольного анализа.

4. Заключение

Исследования, выполненные методами дифракционной электронной микроскопии на различных структурно-масштабных уровнях, выявили множественные изменения предварительно закаленной стали, инициированные электронно-пучковой обработкой. В слое, расположенном в зоне термического влияния, обнаружены допревращение остаточного аустенита, перестройка дислокационной субструктуры и снижение скалярной плотности дислокаций, изменение морфологии и частичное растворение цементита «самоотпуска», повторное выделение частиц цементита на границах ячеек, фрагментов и в полосах измененного контраста. В слое, расположенном в зоне твердофазного (с участием а^у^а полиморфного превращения) преобразования, выявлены формирование зерен и субзерен, преобразование карбидной фазы с образованием глобулярных частиц цементита, расположенных в стыках границ зерен,

пакетов, субзерен и фрагментов, строчек частиц вдоль границ кристаллов мартенсита и протяженных прослоек в объеме кристаллов, формирование вдоль границ раздела цементит - феррит прослоек остаточного аустени-та, расположенных как в объеме, так и вдоль границ кристаллов мартенсита, формирование островков остаточного аустенита в стыках границ зерен, пакетов и кристаллов мартенсита, формирование островков вновь образованного (ревертивного) мартенсита, кристаллы которого характеризуются весьма малыми размерами. Рассмотренные преобразования структуры носят существенно незавершенный характер и протекают в условиях сохранения морфологии мартенситной структуры, сформированной в результате предварительной закалки стали. В слое, кристаллизующемся из расплавленного состояния, обнаружено формирование поли-кристаллического агрегата на основе а-фазы, размеры зерен которого изменяются в пределах от десятых долей до единиц и десяткой микрометра. В зернах микронных размеров наблюдается закалочная структура, подобная структуре, образующейся в стали при печных режимах термической обработки под закалку. Снижение величины зерен до субмикронных размеров приводит к существенному (в 1.5...4 раза) уменьшению продольных и поперечных размеров кристаллов мартенсита. В кристаллитах зеренного типа, размеры которых не превышают —0.5 мкм, выявлено формирование морфологически двухосновной структуры, состоящей из центральной части и протяженной прослойки, разделяющей соседние кристаллиты. Принимая во внимание тип дислокационной субструктуры (плотные дислокационные сетки) и высокий уровень плотности дислокаций ((р) — — 1011 см-2), сделано заключение о формировании в зернах размерами <0.5 мкм одного кристалла мартенсита (зерно — кристалл мартенсита). Высказано предположение, что прослойки а-фазы, окаймляющие зерна субмикронных размеров, являются поверхностным мартенситом и сформировались в результате приготовления фольги.

Работа выполнена при частичной финансовой поддержке РФФИ (проект № 05-02-39008).

Литература

1. Модифицирование и легирование поверхности лазерными, ионны-

ми и электронными пучками / Под ред. Дж. Поута, Г. Фоти, Д. Дже-кобсона. - М.: Машиностроение, 1987. - 424 с.

2. Грибков В.А., Григорьев Ф.И., Калин Б.А., Якушин В.Л. Перспективные радиационно-пучковые технологии обработки материалов. - М.: Круглый год, 2001. - 528 с.

3. Панин В.Е. Современные проблемы пластичности и прочности твердых тел // Изв. вузов. Физика. - 1998. - Т. 41. - № 1. - С. 734.

4. Озур Г.Е., ПроскуровскийД.И. Формирование субмикросекундных низкоэнергетичных сильноточных электронных пучков в пушке с плазменным анодом // Письма в ЖТФ. - 1988. - Т. 14. - № 5. -С. 413-416.

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

6. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Яковлева И.Л. Структура термически обработанной стали. - М.: Металлургия, 1994. - 288 с.

7. Ivanov Yu.F. Mechanisms of dynamic rearrangement of the defect sub-

structure of industrial steels // Proc. 7th Int. Conf. on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows. - Tomsk: Institute of Atmospheric Optics SB RAS, Publ. House, 2004. - P. 155-158.

8. Изотов В.И. Структура закаленной стали. Состояние перегрева // ФММ. - 1973. - Т. 39. - № 4. - С. 801-814.

9. Иванов Ю.Ф., Итин В.И., Лыков С.В. и др. Структурный анализ зоны термического влияния стали 45, обработанной низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком // ФММ. - 1993. -№ 5. - С. 103-112.

10. Иванов Ю.Ф., Марков А.Б., Кащенко М.П. и др. Критический размер зерна для зарождения а-мартенсита // ЖТФ. - 1995. -Т. 65.- Вып. 3. - С. 98-102.

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