Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Литературный обзор 11
1.1. Закономерности формирования субмикрокристаллического и наноструктурированного состояний в аустенитной стали при воздействии пластической деформацией 11
1.2 Особенности воздействия концентрированных потоков энергии на поверхность и приповерхностные слои металлических материалов 17
1.2.1. Фемтосекундное лазерное облучение 18
1.2.1.1. Основные процессы, протекающие при лазерном воздействии ультракороткого импульса на поверхность твердого тела 19
1.2.1.2. Механизмы и закономерности лазерной абляции 22
1.2.1.3. Зона термического воздействия 28
1.2.1.4. Особенности формирования поверхностных нано – и микроструктур 30
1.2.1.5. Модификация свойств материалов лазерным облучением 33
1.2.2 Пучки ускоренных ионов 34
1.2.2.1 Особенности взаимодействия мощных ионных пучков с поверхностью металлических материалов 35
1.2.2.2 Структурно – фазовые превращения и изменение механических и других свойств приповерхностных слоев материалов 36
Глава 2. Постановка задач исследований. Обоснование выбора материалов и методов исследований 41
2.1. Постановка задач исследований 41
2.2 Материалы и методы исследований. 44
2.2.1 Термомеханическая обработка 44
2.2.2 Фемтосекундное лазерное облучение 47
2.2.3 Мощный импульсный ионный пучок 50
Глава 3. Особенности формирования субмикрокристаллического состояния в аустенитной стали сочетанием методов продольной и поперечно-винтовой прокаток 52
3.1 Особенности изменения структурно-фазового состояния стали 12Х18Н10Т при прокатке 52
3.1.1 Продольная прокатка 52
3.1.2 Поперечно – винтовая прокатка 58
3.2 Изменение механических и магнитных свойств стали 12Х18Н10Т 65
Глава 4. Влияние импульсных ионных пучков на изменение топографии поверхности и исходной субмикрокристаллической структуры приповерхностных слоев аустенитной стали и титановых сплавов 70
4.1 Эволюция структурно – фазового состояния приповерхностных слоев 71
4.2 Исследование топографии поверхности 79
4.3 Исследование внутренней структуры кратера 84
4.4 Коррозионные свойства стали 12Х18Н10Т после импульсного ионного облучения 88
Глава 5. Модификация поверхности материалов лазерным излучением фемтосекундной длительности 91
5.1 Исследование особенностей изменения структурно – фазового состояния и свойств приповерхностных слоев субмикрокристаллической стали 12Х18Н10Т 91
5.1.1 Изменение топографии поверхности 91
5.1.2. Изменение структурно-фазового состояния приповерхностных слоев 101
5.1.3 Изменение свойств смачиваемости 111
5.2 Влияние лазерного излучения на структурно – фазовое состояние и характер остаточных напряжений в приповерхностных слоях + титановых сплавов 118
5.3 Особенности формирования оксидных слоев на поверхности титановых сплавов при воздействии фемтосекундного лазерного облучения. 127
Выводы 141
Список использованных источников 146
- Механизмы и закономерности лазерной абляции
- Поперечно – винтовая прокатка
- Исследование топографии поверхности
- Изменение структурно-фазового состояния приповерхностных слоев
Механизмы и закономерности лазерной абляции
В физической литературе термин «абляция» (от лат. «ablatio» — отнятие) обозначает совокупность сложных физико-химических процессов, результатом которых является удаление вещества с поверхности раздела фаз. Лазерной абляцией называется унос вещества с поверхности материала вследствие его облучения одним или несколькими лазерными импульсами [33].
Выделяют следующие главные особенности лазерной абляции:
1. лазерная абляция связана с непосредственным поглощением энергии лазерного импульса в веществе;
2. результатом лазерной абляции является формирование плазменного облака;
3. лазерная абляция происходит на границе раздела конденсированной и газообразной (или вакуума) или жидкой фаз;
4. лазерная абляция имеет пороговый характер.
В случае наносекундных и более длинных импульсов абляция всегда имеет испарительный характер, однако при облучении материала ультракоротким лазерным импульсом (субпикосекундного или фемтосекундного диапазона) возможны особые режимы лазерной абляции, не имеющие аналогов в случае более длинных импульсов [33].
В работах [41-43] с использованием методов МД проведено теоретическое исследование процессов, происходящих в материале мишени с течением времени после воздействия лазерного импульса (L 100 фс) с различной плотностью энергии в импульсе (F=1.2 Fth и F=2.8 Fth, где Fth – порог абляции) (рис 1.1).
Было выявлено, что по истечении времени t=5 (где – длительность импульса), несмотря на значительный разогрев, происходящий при релаксации электронного газа, с материалом мишени не происходит каких-либо изменений. Далее следует быстрое объемное расширение материала мишени (адиабатическое расширение) за счет распространения волны возрастающего давления, возникающей как релаксационный процесс изохорического нагрева. Начиная с этого момента может начаться выброс мономеров с поверхности мишени. При t=100 начинается зарождение маленьких пор в приповерхностной области (рис. 1.1а), при t 200 поры растут в размерах и превращаются в заполненные газом пустоты. В течение следующих 200 пустоты быстро увеличиваются в размерах за счет роста и коалесценции, что в конечном счете приводит к абляции больших жидких капель с поверхности образца. Данный механизм абляции получил название фазового взрыва или взрывного кипения, также данный процесс еще называют гомогенным зарождением. На рисунке 1.1в представлены результаты моделирования термодинамической траектории для материала, абляция которого происходила по механизму гомогенного зарождения. Как видно из рисунка 1.1в после лазерного воздействия материал нагревается при постоянном объеме до очень высокой, сверхкритической температуры, после чего начинается квазиадиабатический процесс релаксации. Система проходит через область существования на диаграмме Твердое тело – Жидкость (Т-Ж), через область существования Жидкой фазы (Ж), где материал плавится, и, наконец, попадает в метастабильную область существования Жидкость – Газ (Ж-Г), в которой жидкость подвергается растяжению. Заполненные газом пузырьки начинают зарождаться после пересечения бинодальной линии и, поскольку энергетический барьер для зарождения газовых пузырьков очень мал в метастабильной области [44], их зарождение происходит с очень большими скоростями. Рост и коалесценция наполненных газом пузырьков в конечном счете вызывают абляцию больших жидких капель.
При высоких плотностях энергии ситуация более сложная. Как видно из рисунка 1.1г при выбранной плотности энергии (F=2.8 Fth) скорость нагрева настолько интенсивная, что материал переходит в сильно перегретое состояние, так, что плавление происходит в самом начале релаксационного процесса и материал впоследствии расширяется уже в сверхкритическом жидком состоянии. Разлет мономеров с поверхности в данном случае более интенсивный, при t 100 маленькие поры наблюдаются около поверхности (рис.1б). При t 200 объединение этих пор вызывает быстрое расширение поверхностной области с разложением (разрывом) ее на ансамбль кластеров малого размера. Испарение с поверхности данных кластеров быстро наполняет окружающую область газовой фазой. Механизм абляции в данном случае совсем иной, чем в случае низких плотностей энергий, т. к. разложение жидкой фазы происходит выше бинодальной линии. Данный механизм абляции получил название фрагментации.
Фрагментационный механизм абляции является, по сути, структурной перестройкой, происходящей для компенсации неоднородностей, связанных с деформациями, вызванными быстрым тепловым расширением материала[45].
В околопороговом режиме абляция может происходить по откольному механизму, когда вещество, находящееся в твердом состоянии становится механически нестабильным из – за роста пор и полостей, заполненных газом. Происходит откол верхнего слоя поверхности, который сильно ограничивает дальнейший транспорт энергии вглубь материала, оставляя ровное дно кратера со слабо зависящей глубиной от плотности энергии [47, 48]. Для фрагментационного механизма абляции, напротив, характерна зависимость размеров удаляемых с поверхности кластеров от величины локальной скорости деформации [46] (а она, согласно [41] может достигать значения порядка 1012 с-1) и, как следствие, от величины внесенной лазером энергии.
При энергиях ниже порога действия откольного механизма релаксация будет происходить из области существования твердого тела на фазовой диаграмме и абляции наблюдаться не будет (рис. 1.2а). Несмотря на это максимальная температура достигает величины выше температуры критической точки (порядка 4000 К) (рис. 1.2а) и релаксация внесенной энергии может происходить путем расширения и преобразования тепла в механическую энергию (волны давления).
При больших плотностях энергии (выше порога фрагментационной абляции) для областей материала, поглотившего очень большое количество энергии может наблюдаться испарение (рис.1.2б). В данном случае испарение не должно пониматься как процесс термической десорбции, а скорее как быстрое разложение твердого тела, следующего после абсорбции энергии, превышающей энергию связи материала. Также в литературе [49, 50] упоминается еще один возможный механизм абляции - спинодальный распад. Материал распадается в нестабильной области сущестования Ж-Г на фазовой диаграмме при пересечении спинодальной линии. Однако расчеты [43] показывают, что быстро расширяющийся материал фрагментируется прежде чем достигнет критической точки, поэтому явление спинодального распада как возможного и вероятного механизма абляции остается открытым вопросом.
Стоит отметить, что в работах, дополненных двухтемпературной и гидродинамической моделями, как правило, отмечают существование двух ярко-выраженных механизмов абляции: откольного и фрагментационного. Значение порога фрагментационной абляции выше порога откольной абляции, как правило, примерно в 1.5 раза, однако, тем не менее, отмечается, что оба порога абляции находятся выше порога плавления. [19]. То, что вещество в откалывающем образовании при откольной абляции находится в жидком состоянии подтверждается и в работе [33].
Поперечно – винтовая прокатка
Последующая термомеханическая обработка полученных после продольной прокатки состояний стали методом поперечно – винтовой прокатки (ПВП) (е 1) при температуре 550 оС приводит к существенному изменению их структурно – фазового состояния.
В центральной области прутка, где имеет место чистое растяжение со степенью истинной деформации ев=0,81, практически равноосное неоднородное СМК состояние, сформированное при продольной прокатке (рисунок 3.1а), трансформируется в вытянутую вдоль оси прутка (волокнистую) структуру (рисунок 3.5а). По границам крупных вытянутых в направлении оси прутка фрагментов структуры наблюдаются отдельные скопления равноосных зерен размером от 100 до 500 нм, образование которых, по-видимому, обусловлено развитием процессов динамической рекристаллизации. В связи с превалирующим числовым вкладом СМК и НС зерен, средний размер зерен для данного состояния составляет порядка 200 нм (КНЗ 1.15) (рисунок 3.6а), при этом КНЗ крупных волокнистых зерен, занимающих основной объем материала составляет более 5.
В переходной области (половина радиуса) прутка исследуемой стали после ПВП также формируется неоднородная зеренно-субзеренная структура со средним размером зерна 350 нм. Из рисунка 3.6б видно, что в основном размер элементов структуры изменяется в интервале от 0,1 до 2 мкм. Коэффициент неравноосности относительно крупных зерен, составляющих основной объем элементов зеренной структуры в пределах исследованной области составляет 2,0.
Для центральной и переходной области после ПВП наблюдается увеличение доли большеугловых границ зерен примерно на 8-10% и составляет 63 и 61%, соответственно (рисунки 3.7а и 3.7б).
Значительное измельчение структуры исследуемой стали в результате реализации ПВП происходит в приповерхностном слое (рисунок 3.5в). Средний размер зерен составляет примерно 150 нм (КНЗ 1.2), при этом формируется достаточно однородная зеренная структура. Полученная структура имеет преимущественно зеренный, а не субзеренный характер. Доля высокоугловых границ зерен составляет более 81 % (рисунок 3.7в).
Реализация ПВП при температуре 550С позволила существенно снизить долю -фазы за счет протекания обратного частичного превращения. Согласно данным ДОЭ- и рентгенофазового анализа, полученное состояние имеет двухфазную структуру: в центральной и переходной области доля феррита составила 3-4%, а в периферии порядка 7%.
Картина эволюции структуры однофазного состояния (предварительно обработанного продольной прокаткой при температуре 400С) после воздействия ПВП (рисунок 3.8) качественно не отличается от рассмотренной выше для двухфазного состояния.
В пределах каждой исследуемой области, особенно в периферийной и области половины радиуса прутка при использованных термомеханических режимах происходит формирование более однородного структурного состояния.
Доля большеугловых границ зерен непрерывно увеличивается по направлению от центра к краю прутка. Для центральной области эта величина составила 57%, а в переходной области и периферии 69 и 81 %, соответственно (рисунок 3.9). Таким образом, в переходной области и периферии прутка формируется преимущественно зеренная структура.
Средний размер зерна по данным ДОРЭ - анализа в центральной области составил 430 нм, в переходной области и периферии порядка 470 и 180 нм, соответственно (рисунок 3.10). После поперечно – винтовой прокатки при температуре 550 оС исследуемое состояние согласно данным ДОЭ - анализа и РФА имеет полностью аустенитную структуру.
Исследование топографии поверхности
Экспериментальные исследования показали, что после облучения СМК стали ионным пучком с минимальной плотностью энергии (0.5 Дж/см2) существенного изменения морфологии поверхности не происходит. На поверхности наблюдаются элементы рельефа преимущественно концентрической формы, вероятно, являющиеся следами от воздействия ионного пучка (рисунок 4.12а).
Характерной особенностью рельефа поверхности стали после МИИП начиная с F 1Дж/см2 является наличие кратеров (рисунок 4.12 б). Средний размер кратеров составляет примерно 20±2 мкм. С увеличением плотности энергии до 3 Дж/см2 средний размер кратеров незначительно увеличивается (25±2 мкм) (рисунок 4.12в), при этом их количество (поверхностная плотность) значительно возрастает с 2,7104 до 4104 см-2. Для образовавшихся на поверхности стали кратеров характерна центральная симметрия и наличие кольцевой структуры. Встречаются кратеры как с ярко выраженной кольцевой структурой, так и кратеры со слабыми и размытыми периферийными кольцами, при этом в центре кратера может находиться или впадина или выступ. Все это создает видимое разнообразие форм и размеров поверхностных дефектов (рисунок 4.13). Стоит отметить, что при облучении с плотностью энергии 3 Дж/см2 существенно возрастает количество сдвоенных или строенных кратеров на поверхности стали (рисунок 4.12в).
Результаты исследования топографии поверхности СМК титановых сплавов после воздействия мощным ионным пучком в зависимости от количества импульсов представлены на рисунке 4.14 а-г. После воздействия одного импульса с поверхностной плотностью энергии пучка 3 Дж/см2 на поверхности титанового сплава ВТ1-0 также формируются дефекты типа кратеров, как с четкой кольцевой структурой, так и их зародыши с менее выраженными периферийными кольцами.
На поверхности наблюдаются как однокольцевые, так и многокольцевые кратеры (рис. 4.15 а, б). При наложении большого числа кратеров образуются поверхностные дефекты эллипсообразной вытянутой формы (рис. 4.15в), особенности сформированной структуры которых (капельная фаза, образование перемычек (рис.4.15г)) свидетельствуют о протекании процессов плавления и быстрой кристаллизации.
В пределах облученной поверхности наблюдаются участки с направленным (строчечным) расположением кратеров (рисунок 4.15д.). Стоит отметить, что направление расположения этих линейных микродефектов совпадает как с направлением деформации на стадии получения материалов, так и с направлением шлифования и полирования на последней стадии подготовки образцов к поверхностной модификации. После облучения поверхности ВТ1-0 одним импульсом МИИП средний размер кратеров составляет 50 мкм, а поверхностная плотность кратеров достигает порядка 2 104 см-2.
При облучении титанового сплава ВТ6 одним импульсом с плотностью энергии в пучке 1Дж/см2 на поверхности образца образуются микрократеры (рисунок 4.14б и рисунок 4.15е) с существенно меньшим средним размером ( 8 мкм), при этом плотность кратеров на облученной поверхности составляет порядка 5104 см-2. Образование таких микрократеров, в частности, может быть обусловлено выходом растворенных газов из приповерхностного слоя облучаемого материала. Согласно [105] сегрегации различных примесей в материале могут определять особенности образования и топологии кратеров в поверхностном слое. Поскольку теплофизические параметры (удельная теплоемкость, теплопроводность, плотность) карбидов, окислов и других микровключений, как правило, ниже, чем у металлов, - кинетика их нагрева может оказаться существенно более высокой. В связи с этим даже при однородном облучении на поверхности и в тонком приповерхностном слое могут возникнуть локальные участки преимущественного разогрева, плавления и испарения, приводящие, в конечном счете, к образованию кратеров. Таким образом, с каждым импульсом облучения поверхность должна очищаться от примесей и число кратеров должно сокращаться [127]. Полученные данные показали, что при увеличении числа импульсов до 50, для сплава ВТ6 поверхностная плотность кратеров уменьшается более чем на порядок (рис.4.14в). Для сплава ВТ1-0 в пределах исследованной области видимые кратеры после воздействия 50 импульсов не наблюдаются вовсе (рисунок 4.14г).
К настоящему времени существуют различные предположения о природе и механизмах образования кратеров. Согласно [14], вероятным механизмом их образования является наличие неоднородностей плотности пучка ионов в импульсе, в том числе в результате его расслоения или филаментации. Вследствие этого может происходить локальное плавление, вскипание и испарение приповерхностного слоя материала. С увеличением плотности тока, неоднородность плотности пучка ионов в импульсе увеличивается, что в свою очередь обуславливает рост плотности кратеров и их размеров [104]. В соответствии с [108, 126], образование кратеров может быть подавлено при более высоких плотностях тока (более 200 А/см2) за счет более однородной структуры пароплазменного облака и экранирования пучка.
Также образование кратеров может быть связано с наличием газовых примесей в материале и выходом на расплавленную поверхность пузырьков газа [128]; влиянием импульса отдачи, возникающего при локальном плавлении и испарении мишени [100]. В работе [129] для МИИП предложена модель, в которой с использованием теоретических расчетов показано, что при плотности мощности в импульсе 1011Вт/м2 кратеры могут формироваться за счет образования плазменного факела с последующим возникновением гравитационных волн и неустойчивости Рихтмайера – Мешкова границы плазма-расплав.
На сегодняшний день известно, что кратеры возникают в результате комплекса сложных физических процессов, однако в настоящее время еще не найден окончательный ответ на вопрос о механизмах и причинах образования кратеров на облученной поверхности. Таким образом, экспериментальные исследования структуры кратеров представляют не только технологический, но и общенаучный интерес.
Изменение структурно-фазового состояния приповерхностных слоев
Исследования методом рентгенофазового анализа (РФА) показали, что при модификации аустенитной стали ФЛО в поверхностных и приповерхностных слоях материала наряду с изменением топографии поверхности имеют место структурно - фазовые превращения (рисунок 5.9).
При обработке стали с плотностью энергии в импульсе F0=0.21 Дж/см2 (12 импульсов) в приповерхностном слое происходит образование феррита, которое может быть связано с локальным нагревом (или плавлением и быстрой кристаллизацией) в процессе лазерной абляции и, как следствие, инициированием частичного фазового превращения аустенит () феррит (). С увеличением числа импульсов при неизменной плотности энергии (F0=0.21 Дж/см2, 3800 импульсов) в приповерхностных слоях появляется магнетит - оксид железа (II) Fe3O4, образование которого, вероятно, происходит в результате более продолжительного окисления поверхности и осаждения окисленных продуктов абляции. Присутствие магнетита обуславливает черный цвет модифицированной фемтосекундным лазером области. При увеличении плотности энергии до значения F0=0.63 Дж/см2 (3800 импульсов) происходит образование как феррита, так и магнетита, причем количество последнего значительно увеличивается (по сравнению с предыдущим режимом), что подтверждается данными РЭМ и ЭДА.
Приповерхностные слои стали после облучения ФЛО с плотностью энергии 3.4 Дж/см2 (600 импульсов) характеризуются наличием следующих фаз: аустенит, феррит, магнетит Fe3O4, гематит ( - Fe2O3) и маггемит ( - Fe2O3). Оксиды Fe2O3, по всей видимости, обуславливают коричнево-красную окраску верхнего поверхностного слоя (рисунок 5.5), в то время как магнетит составляет основу нижнего подповерхностного слоя (рисунок 5.6).
В соответствии с диаграммой состояния Fe-O [137] при окислении железа кислородом возможно образование следующих оксидных соединений: вюстит (соединение близко к FeO по стехеометрическому составу), магнетит Fe3O4, гематит -Fe2O3 и маггемит -Fe2O3. При этом формирующаяся оксидная пленка, как правило, имеет четко выраженную слоистую структуру: на границе с металлом формируется монооксид железа, затем следует промежуточный слой Fe3O4, а на внешней поверхности пленки образуется высший оксид Fe2O3. В отличие от железа, аустенитные стали содержат в своем составе порядка 18 вес. % хрома, поэтому в кислородсодержащей среде на поверхности материала прежде всего формируется инертная пленка оксида хрома Cr2O3, препятствующая его дальнейшему окислению. Оксидные слои на поверхности нержавеющей стали могут быть образованы, например, при достаточно длительном изотермическом отжиге [138]. Так, в работе [139] показано формирование двуслойной оксидной пленки (Fe2O3/ FeCr2O4, NiCr2O4) в стали AISI 321 (аналог 12Х18Н10Т) при длительном изотермическом отжиге при 700оС и однослойной оксидной пленки FeCr2O4 при отжиге 900оС в течение 51 часа. Формирование при длительном высокотемпературном отжиге двуслойного слоя, состоящего в общем случае из оксидов Fe2O3 и Fe3O4 показано в работе [138].
Стоит отметить, что лазерное окисление имеет ряд отличительных особенностей от окисления в условиях изотермического отжига. Окисление является диффузионным процессом, и возникающее во время/после лазерного воздействия локальное повышение температуры (большие температурные градиенты) могут существенно усиливать диффузионные потоки, в том числе за счет термической генерации вакансий и возбуждения электронов. Плотность и мобильность носителей (ионов/электронов) может значительно возрастать.
Очевидно, что кинетика лазерного окисления существенно зависит и от параметров облучения (длины волны, мощности и т.д.) [140] и, по всей видимости, в случае использования ультракоротких импульсов процесс может приобретать ряд характерных особенностей, однако данный вопрос практически не исследован в литературе. Можно отметить, что в случае УКИ процесс изменения температуры может намного опережать скорость химической реакции в среде, а транспорт частиц (ионы металлов, электроны), участвующих в построении оксидного слоя может происходить с высокой скоростью (зависимость мобильности частиц от температуры описывается уравнением Аррениусовского типа) [141].
Отметим, что кинетика окисления зависит от тепловых и оптических свойств материала, которые также могут значительно изменяться в процессе лазерного облучения. Так, в литературе показано, что формируемые фемтосекундным лазером пространственно – периодические структуры, период которых сопоставим с длиной света, представляют особый интерес в том числе в связи с возможностью управления отражением [142, 76], а также поглощением света почти до 100 процентов [86, 87] с одновременным расширением спектра поглощения. Таким образом, можно предположить, что при многоимпульсном лазерном воздействии стоит ожидать интенсификацию процессов окисления с момента формирования периодической пространственной структуры, обеспечивающей изменение оптических характеристик материала (увеличение абсорбции света).
На рисунке 5.10 представлен график, отражающий зависимость содержания кислорода на поверхности СМК стали 12Х18Н10Т после ФЛО с различной величиной аккумулированной энергии (таблица 2.1). Как видно из рисунка, содержание кислорода на поверхности облученного материала растет с увеличением аккумулированной энергии, причем количество кислорода существенно возрастает для значений флюенсов, при которых уже образуется двумерный поверхностный микрорельеф.
На рисунке 5.11 представлены результаты исследования поперечного сечения образцов, на которых методом ФЛО были сформированы микромасштабные структуры. При значении аккумулированной энергии порядка 227 Дж/см2 (F0=0.21 Дж/см2, 3800 импульсов) толщина оксидного слоя незначительна и составляет около 300-500 нм. При значении аккумулированной энергии 680 Дж/см2 (F0=0.63 Дж/см2, 3800 импульсов) толщина оксидного слоя примерно на порядок больше. Как видно из рисунка 5.11 рост оксидных образований происходит на микровыступах (преимущественно на их вершинах) и имеет направленный характер. Формируемый оксидный слой имеет микропористое строение. Подобного рода оксидные структуры могут образовываться, как уже отмечалось ранее, в результате осаждения окисленных продуктов лазерной абляции [19, 136].
На рисунке 5.12 представлены данные исследования поперечного сечения подповерхностного слоя образца стали после ФЛО 600 импульсами с плотностью энергии в импульсе 3.4 Дж/см2. Как видно из рисунка глубина модифицированного слоя существенно возрастает (высота микровыступов порядка 80 мкм), на поверхности микровыступов происходит усиленный рост оксидных образований, приводящий в конечном счете к формированию достаточно обширных участков с неоднородной микропористостью.
Стоит отметить, что полученные данные по формированию мелкодисперсных оксидных слоев в приповерхностном слое стали под воздействием лазерного излучения фемтосекундной длительности представляют научный и технический интерес.
В частности, известно, что дисперсные оксиды железа, в частности наночастицы магнетита (Fe3O4), находят широкое применение в технике, например в системах магнитной записи в качестве носителей информации, в качестве перспективных материалов для изготовления сорбентов и катализаторов, а также при создании композиционных материалов, в том числе радиопоглощающих покрытий и др. [143, 144]. Однако, в последнее время одним из наиболее многообещающих направлений применения наночастиц оксидов железа является биомедицина. Ведь при переходе частиц из микро – в наноразмерное состояние существенным образом изменяются их магнитные характеристики, - частицы становятся однодоменными и наблюдается проявление суперпарамагнитных эффектов [145]. Наночастицы на основе магнитных оксидов железа рассматриваются как весьма перспективный материал для создания нового поколения биосенсоров, контрастных агентов для магнитно – резонансной томографии (МРТ) [143]. Ферримагнитные однодоменные наночастицы магнетита благодаря высоким значениям коэрцитивной силы и намагниченности представляют значительный интерес для использования их при лечении онкологических заболеваний методом локальной гипертермии [146]. В свою очередь, суперпарамагнитные наночастицы магнетита благодаря высокой коллоидной стабильности перспективны в области адресной доставки лекарственных средств к пораженным органам и тканям [147].
Как уже отмечалось в литературном обзоре, тепловые процессы, возникающие при лазерном облучении, наряду с изменением топографии и фазового состава поверхностных и приповерхностных слоев материалов могут приводить к появлению так называемой зоны термического воздействия (ЗТВ (англ. Heat – affected-zone или HAZ)). Для исследования изменения структуры приповерхностных слоев СМК стали 12Х18Н10Т после ФЛО были подготовлены поперечные сечения модифицированных поверхностей.