автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Объемное и поверхностное упрочнение низкоуглеродистых мартенситных сталей с наследственно мартенситной структурой

На правахрукописи

ЮГАЙ Сергей Сергеевич

ОБЪЕМНОЕ И ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ МАРТЕНСИТНЫХ СТАЛЕЙ С НАСЛЕДСТВЕННО МАРТЕНСИТНОЙ СТРУКТУРОЙ

05.02.01 - Материаловедение (машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Пермь-2004

Работа выполнена в Пермском государственном техническом университете.

Научный руководитель: доктор технических наук, профессор

Шацов Александр Аронович

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор

Пещеренко Сергей Николаевич

кандидат технических наук Латыпов Михаил Георгиевич

Ведущая организация: ОАО «Стар», г. Пермь

Зашита состоится «17» декабря 2004 г. в 12 часов на заседании диссертационного совета Д 212.188.02 при Пермском государственном техническом университете (614000, г. Пермь, Комсомольский пр., 29, ауд. 212).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ПГТУ.

Автореферат разослан ноября 2004 г,

Ученый секретарь диссертационного совета д. ф.-м. н., профессор

Ташкинов

ОБШДЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Прогресс материаловедения в области разработки сталей в последней трети XX века привел к созданию двух классов сталей с рекордными показателями конструкционной прочности - мартенситно-стареющих и трипсталей, стоимость этих материалов уже на стадии создания в 5 раз превышала стоимость низколегированных высокопрочных. В это же время появились низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС), выгодно отличающиеся низкой концентрацией добавок, отсутствием в составе дорогих и дефицитных легирующих элементов, универсальностью, простотой и экологической безопасностью термической обработки в сочетании с высокими характеристиками механических свойств. Рациональное сочетание легирующих элементов и углерода в НМС обеспечивает высокую устойчивость переохлажденного аустенита. Это позволяет получать структуру пакетного мартенсита при медленном охлаждении в крупных сечениях, что минимизирует деформации и коробление в процессе превращения вследствие малых объемных изменений и низких скоростей охлаждения. Изделия из НМС могут быть использованы в закаленном состоянии, например, при охлаждении с температуры горячего формообразования. Благодаря низкой концентрации углерода в твердом растворе НМС с мартенситной структурой обладают повышенной пластичностью и вязкостью, что актуально в технологических процессах производства прокатной продукции, труб, сварных конструкций и т. д.

Исследования последних лет показали целесообразность азотирования сталей мартенситного класса. Традиционно применяемые для азотирования стали типа 38Х2МЮА нетехнологичны из-за сложного и длительного маршрута изготовления деталей, обладают повышенной хрупкостью поверхностного слоя и относительно низким комплексом свойств сердцевины. Замена среднеуглеродистых улучшаемых сталей на НМС позволит значительно сократить технологический маршрут, повысить свойства азотированного слоя и сердцевины и, следовательно, расширить номенклатуру деталей, упрочняемых азотированием. Одной из лучших НМС по соотношению цена/качество является сталь 12Х2Г2НМФТ. Особенности формирования структуры НМС 12Х2Г2НМФТ позволяют предложить новые режимы, расширяющие технологические возможности упрочняющей термообработки.

Работа соответствует «Приоритетным направлениям развития науки, технологий и техники РФ» и Перечню критических технологий Российской Федерации. Диссертация является составной частью исследований, проводимых в ПГТУ по з/н 1.6.02 «Теоретические основы формирования состава низкоуглеродистых мартенситных сталей, упрочняемых совмещенным процессом деформации с закалкой на воздухе и дисперсионным твердением, и создания экологически чистых процессов упрочнения» (2003 г.) и гранту МГТУ им. Баумана в области машиностроения «Разработка научных положений и исследование процессов химико-термической обработки низкоуглеродистых мартенситных сталей с целью создания экологически чистых технологий»

Цель работы: исследование фазовых превращений, структуры и свойств НМС, подвергнутых термической и химико-термической обработкам; разработка технологических процессов объемного и поверхностного упрочнения НМС 12Х2Г2НМФТ, обеспечивающих сочетание высоких характеристик механических свойств сердцевины и повышенную износостойкость поверхности.

Для достижения указанной цели были поставлены следующие задачи:

1. Установить закономерности формирования структуры, связь между структурой и механическими свойствами НМС 12Х2Г2НМФТ после различных видов термической обработки.

2. Исследовать особенности формирования структуры НМС при закалке, выявить факторы, влияющие на наследование структуры пакетного мартенсита.

3. Изучить кинетику насыщения НМС азотом, найти закономерности, связывающие параметры технологических процессов и свойства поверхности, исследовать трансформацию структуры сердцевины в процессе азотирования.

4. Установить связь между фазовым составом поверхности, его изменением в ходе трения, структурой и свойствами сердцевины после азотирования и последующей термической обработки.

5. Разработать технологический процесс поверхностного упрочнения деталей из НМС 12Х2Г2НМФТ.

Научная новизна.

1. В НМС 12Х2Г2НМФТ реечное строение мартенсита сохраняется при нагреве до температур полиморфного превращения и в межкритическом температурном интервале (МКИ); а-у-превращению не предшествует рекристаллизация. Высокая плотность хаотично распределенных дислокаций инициирует начало при температурах ниже равновесной.

2. Наследование мартенситной субструктуры в процессе

ния обусловливает дополнительное фрагментирование структуры и обеспечивает в результате закалки из МКИ получение двухфазной мартенситной структуры с повышенным комплексом механических свойств.

3. Азотирование сталей со структурой низкоуглеродистого пакетного мартенсита обеспечивает увеличение эффективного коэффициента диффузии и уменьшение энергии активации по сравнению со сталями с феррито-карбидной структурой; реечное строение мартенсита сердцевины является причиной высоких механических свойств НМС после азотирования.

4. Формирование градиентной аустенитно-мартенситной структуры поверхности и структуры пакетного мартенсита сердцевины в результате азотирования и последующей закалки из МКИ позволяет реализовать высокие механические свойства и повышенную износостойкость НМС 12Х2Г2НМФТ. Рост износостойкости по сравнению с азотированными сталями типа 38Х2МЮА обусловлен деформационным фазовым превращением на контактной поверхности.

Практическая ценность.

1. Разработан режим упрочняющей термической обработки НМС 12Х2Г2НМФТ, который заключается в закалке из МКИ с температуры 750...780 °С, охлаждение на воздухе. Закалка из МКИ обеспечивает получение структуры двухфазного пакетного мартенсита с пределом текучести не менее 1000 Н/мм2, относительным удлинением более 15 %, ударной вязкостью не менее 0,8 МДж/м2.

2. Разработан режим азотирования НМС 12Х2Г2НМФТ, обеспечивающий получение диффузионных слоев с повышенными, по сравнению со сталью 38Х2МЮА, износостойкостью поверхности и свойствами сердцевины. Стендовые испытания изделия «гидротолкатель», изготовленного из стали 12Х2Г2НМФТ, после азотирования показали возможность увеличения срока службы в 1,5 раза.

3. Предложен режим упрочняющей термообработки азотированной НМС 12Х2Г2НМФТ, включающий неполную закалку с охлаждением на воздухе. Закалка из МКИ азотированной стали 12Х2Г2НМФТ повышает прочность сердцевины и абразивную износостойкость поверхности, что актуально для тяжелонагруженных деталей, работающих в условиях трения.

Апробация работы. Основные положения работы доложены на конференциях: Первая уральская школа - семинар металловедов - молодых ученых (Екатеринбург, 1999), Молодежная наука Прикамья (Пермь, 2000), Третья уральская школа - семинар металловедов - молодых ученых (Екатеринбург, 2001), XXX НТК «Высокие технологии в машиностроении и высшем образовании» (Пермь, 2003), Пятая уральская школа — семинар металловедов — молодых ученых, посвященная памяти профессора М.И. Гольдштейна (Екатеринбург, 2003).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 11 печатных работ.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, списка литературы и приложения, изложена на 141 странице машинописного текста, включая 22 таблицы, 28 рисунков, библиографию в количестве 100 наименований и одного приложения.

Все основные результаты работы получены непосредственно автором. Достоверность результатов работы подтверждена современными методиками исследований структуры и свойств, применением статистических методов при обработке результатов, согласованностью с данными других исследователей.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении сформулирована цель работы, обоснована актуальность, показаны научная новизна и практическая значимость.

В первой главе представлен аналитический обзор по современным конструкционным сталям и методам их поверхностного упрочнения. НМС

обладают высокими механическими свойствами в сочетании с хорошей технологичностью и относительно невысокой ценой, экологической безопасностью и бездеформационностью термообработки, что делает эти стали перспективным материалом для широкого использования при изготовлении деталей машин, сварных соединений, проката, термоупрочненных заготовок, а также изделий, упрочняемых ХТО.

Обоснована целесообразность исследования наследственности структуры мартенситной а-фазы для упрочнения НМС.

Во второй главе приведены методики экспериментов.

В качестве исследуемых материалов выбраны НМС марок 12Х2Г2НМФТ и 10ХЗГНМ, а также азотируемая сталь 38Х2МЮА, химический состав

которых приведён в табл. 1.

Таблица 1

Химический состав сталей

Марка стали С Мп Сг № Мо V ■Л А1

10ХЗГНМ 0,10 1,15 0,25 3,10 1,13 0,42 — - -

12Х2Г2НМФТ 0,13 2,24 0,40 2,39 1,38 0,45 0,1 0,03 -

38Х2МЮА 0,40 0,55 0,25 1,60 0,20 0,22 - - 1,1

Примечание: содержание элементов дано в % по массе.

Исходной заготовкой служил горячекатаный лист толщиной 6 мм и пруток сечением 14x14 мм. Для проведения экспериментов были изготовлены образцы 5x10x55 мм, поверхности которых шлифовали для получения необходимой шероховатости поверхности перед азотированием.

Газовое печное азотирование проводили в заводских условиях при температурах 500...600 °С в среде разбавленного азотом аммиака (10...30 % МНз).

После термической и химико-термической обработки проводили дюрометрические, металлографические, рентгеноструктурные, электронно-микроскопические, дилатометрические исследования, испытания на одноосное растяжение, износостойкость в условиях сухого трения и трения в среде керосина, определение ударной вязкости сталей и хрупкости поверхностных слоев.

Третья глава посвящена исследованию свойств, закономерностей формирования структуры и структурной наследственности НМС.

Анализ дилатометрических кривых и зависимостей механических свойств от температуры нагрева стали 12Х2Г2НМФТ показал, что положение критической точки Ас\ зависит от исходной структуры и скорости нагрева. В условиях, близких к равновесным, - 720 °С. Снижение температуры начала а-у-перехода до з н а ч е н Ая = 650 °С обнаружено при исходной структуре низкоуглеродистого пакетного мартенсита и скорости нагрева 100 град/мин, обеспечивающей сохранение высокой плотности хаотично распределенных дислокаций, повышение свободной энергии и, как следствие, инициацию при более низкой температуре. Для исключения

влияния исходной структуры и скорости нагрева необходимо назначать температуру закалки выше 720 °С. Положение температуры А.сз не зависит от скорости нагрева и составляет 830 °С.

Структура стали 12Х2Г2НМФТ в закаленном состоянии представляет собой реечный мартенсит с высокой плотностью дислокаций. Высокий отпуск приводит к распаду мартенсита, снижению плотности дислокаций, карбидообразованию и формированию структуры полигонального типа, но реечное строение сохраняется. Электронно-микроскопическими исследованиями установлено, что сохранение реечной структуры обусловлено выделением по границам и внутри реек дисперсных карбидов, затрудняющих рекристаллизацию. Закалка с температуры выше Ас\ обеспечивает получение микроскопически однородной структуры реечного мартенсита с повышенной плотностью дислокаций. Сохранение во всем объеме пакетного строения позволяет говорить о реализации структурной наследственности стали 12Х2Г2НМФТ после закалки из МКИ.

Исследования характеристик механических свойств НМС 12Х2Г2НМФТ показали слабую чувствительность к температуре нагрева: в широком интервале варьирования температуры нагрева под закалку с охлаждением на воздухе пластичность не изменяется, а твердость, прочность и вязкость стали, закаленной из МКИ, близки к свойствам после закалки из аустенитной области (табл. 2).

Таблица 2

Механические свойства стали 12Х2Г2НМФТ_

Режим термообработки <Тв, <То,2, 5, у, KCU, МДж/м2 HRC

HW %

Закалка 900 °С, 1 ч, воздух 1450 1190 13 51 0,8 40

Отпуск 650 °С, 2 ч 1090 960 16 54 0,9 28

Отпуск 650 °С, 2 ч + закалка 730 °С, 1 ч, воздух 1380 1090 16 54 0,9 36

Отпуск 650 °С, 2 ч + закалка 780 °С, 1 ч, воздух 1420 1140 15 54 0,8 40

Примечание: исходное состояние — закалка с прокатного нагрева.

Близкий уровень механических свойств стали 12Х2Г2НМФТ, подвергнутой полной и неполной закалке, является особенностью НМС. Полученные результаты имеют важное значение для изготовления крупногабаритных сварных конструкций и термоупрочняемых массивных деталей.

Свойства гетерогенной структуры, образующейся при закалке из МКИ, определяются как характеристиками отдельных элементов структуры, так и их количественным соотношением. В стали 12Х2Г2НМФТ реечное строение исходного мартенсита сохраняется до поэтому фазовая перекристаллизация сопровождается проявлением структурной наследственности: зародыши аустенита, закономерно ориентированные относительно исходной а-матрицы,

располагаются вдоль межреечных границ, поэтому избыточная нерекрис-таллизованная а-фаза сохраняется в виде тонких прослоек, что в целом обеспечивает не только сохранение пакетно-реечного строения, но дополнительное фрагментирование структуры. По результатам дилатометрических исследований в стали 12Х2Г2НМФТ при нагреве на 20...30 °С выше Ас\ образуется не менее 50 % аустенита. Закалка из МКИ обеспечивает образование двухфазной мартенситной структуры, в которой чередуются участки исходной мартенситной а-фазы и «свежего» мартенсита. Электронно-микроскопический анализ структуры выявил однородный низкоуглеродистый пакетный мартенсит, пластинчатого мартенсита не обнаружено. Высокая прочность НМС с такой структурой обусловлена аддитивным вкладом двух мартенситных фаз -исходной, сохранившейся после нагрева в МКИ, и вновь образованной а-фазы.

Закалка из нижней половины МКИ стали 10ХЗГНМ, также относящейся к классу низкоуглеродистых мартенситных сталей, но менее отпуско-устойчивой, показала, что, в отличие от стали 12Х2Г2НМФТ, существенного упрочнения не происходит. Это обусловлено процессами рекристаллизации мартенсита, протекающими при нагреве и выдержке в МКИ. Независимо перегрева относительно при охлаждении на воздухе

формируется смесь полиэдрического феррита и мартенсита.

В стали 12Х2Г2НМФТ при отпуске и выдержке в МКИ рекристаллизации нет, что обусловлено закреплением дислокаций карбидами ванадия и титана. Как показали термодинамические расчеты и электронно-микроскопические исследования, в МКИ труднорастворимые карбиды сохраняются и сдерживают рост аустенитного зерна.

Таким образом, реализация структурной наследственности позволяет использовать для термического упрочнения НМС 12Х2Г2НМФТ закалку из МКИ. Рентгеновским анализом показано, что уровень закалочных напряжений невысок. Это обусловлено релаксацией напряжений в ходе охлаждения на воздухе и высокими мартенситными точками. Образующийся мартенсит НМС 12Х2Г2НМФТ обеспечивает высокие характеристики прочности и является низкоуглеродистым, поэтому он обладает такими же преимуществами, как низкоуглеродистый мартенсит после полной закалки.

Закалка из МКИ эффективна только для НМС с наследственно мартенситной структурой и нецелесообразна для сталей с рекристаллизованной структурой.

В четвертой главе представлены результаты изучения кинетики насыщения азотом сталей с ферритной и мартенситной основами, особенности азотирования НМС и формирования градиентных структур при дополнительной термической обработке после азотирования.

При азотировании НМС целесообразно сохранить структуру низкоуглеродистого мартенсита, так как в этом случае можно ожидать ускорение процессов массопереноса. В процессе длительного азотирования при 560 °С в структуре мартенсита неизбежно происходят процессы отпуска,

приводящие к разупрочнению из-за распада мартенсита и уменьшения плотности дислокаций. По данным рентгеноструктурного анализа (рис. 1) и микроструктурных исследований в НМС 12Х2Г2НМФТ, в отличие от 10ХЗГНМ, во время 40-часовой выдержки при температуре 560 °С рекристаллизация не происходит, дислокационная структура асимптотически приближается к упорядоченному состоянию, при этом реечное строение мартенсита сохраняется.

Рис. 1. Влияние продолжительности выдержки при температуре 560 °С на величину характеризующую равномерность

распределения дислокаций

Исследования кинетики насыщения и структуры азотированных слоев показали, что при всех режимах азотирования НМС 12Х2Г2НМФТ имеет более глубокие слои по сравнению со сталью 38Х2МЮА. Так, после азотирования при 560 °С, 40 ч эффективная толщина слоя составляет 0,55 и 0,45 мм соответственно (табл. 3).

Таблица 3

Свойства азотированных сталей

Марка стали Предварительная термообработка Свойства сердцевины Свойства азотированного слоя

Ств, Н/мм2 же кси, МДж/м2 НИА Лэфф ^ОБЩ

12Х2Г2НМФТ Закалка с прокатного нагрева на воздухе 1100 30 0,7 82 0,55 0,60

38Х2МЮА Закалка 950 °С, масло + отпуск 640 °С 950 27 0,7 82 0,45 0,50

Примечание: Аобщ - глубина слоя, определенная металлографическим способом, Лэфф — глубина слоя, определенная до твердости 450 НУ.

Диффузионный азотированный слой на стали 12Х2Г2НМФТ, как и на стали 38Х2МЮА, состоит из двух частей: тонкой зоны высокоазотистых соединений (нитридной корочки) и зоны внутреннего азотирования (ЗВА), однако особенностью НМС является отсутствие в ЗВА нитридной сетки. Возможные причины отсутствия сетки нитридов по границам зерен в стали 12Х2Г2НМФТ: более мелкое зерно, отсутствие в составе стали алюминия, высокая степень дефектности кристаллического строения мартенсита, обеспечивающая более интенсивный отвод азота от поверхности и выравнивание скорости диффузии в теле и по границам зерен.

Для оценки энергии активации насыщения сталей азотом кинетику процессов описали, исходя из предположения, что зависимость толщины слоя А от продолжительности азотирования т может быть выражена показательным законом: - эффективный коэффициент диффузии, а от

температуры - экспоненциальным. Глубина слоя определена на основе металлографических исследований. Показатель степени п = 2 (параболический закон) определили по методу наименьших квадратов. Энергию активации насыщения азотом оценивали из выражения: ¿>эфф (7) = Д)ехр(-^/.Л7), где А) - предэкспоненциальный множитель, м2/с; 0 - энергия активации, Дж/моль; Я = 8,31 Дж/(моль К) - газовая постоянная; Г- абсолютная температура.

Аппроксимацией экспериментальных данных для сталей 38Х2МЮА и 12Х2Г2НМФТ вычислены значения 0 при температурах насыщения 500 и 560 °С (табл. 4). При азотировании стали 12Х2Г2НМФТ энергия активации процесса меньше, чем у стали 38Х2МЮА. Ускорение диффузионного насыщения обеспечивает получение более глубоких слоев у НМС 12Х2Г2НМФТ.

Таблица 4

Энергия активации и толщина слоя азотированых сталей_

Марка стали е. Дж/моль ксясн [, мм

500 °С 560 °С

эксп. расч. эксп. расч.

12Х2Г2НМФТ 61500 0,30 0,37 0,60 0,54

38Х2МЮА 66400 0,25 0,23 0,50 0,47

Примечание: длительность процесса азотирования - 40 ч.

Результаты испытаний износостойкости показали, что при высоких нагрузках износостойкость азотированной НМС 12Х2Г2НМФТ значительно выше, чем стали 38Х2МЮА (рис. 2).

Большая износостойкость НМС 12Х2Г2НМФТ при высоких нагрузках обусловлена различиями в структуре и фазовом составе азотированных сталей. В поверхностной зоне стали 38Х2МЮА присутствует нитридная сетка, которая повышает хрупкость азотированного слоя и инициирует разрушение поверхности. В НМС 12Х2Г2НМФТ скопления нитридов по границам зерен отсутствуют, слой более глубокий и однородный по всему сечению; положительное влияние на износостойкость оказывает также присутствие

в слое нитридов ванадия и более благоприятное распределение микротвердости по сечению (рис. 3).

/, мм3

0,35 0,3 0,25 0,2 0,15 0,1 0,05 0

0 400 800 1200 1600 Р,Н

Рис. 2. Зависимость износа сталей от нагрузки в узле трения (трение в среде авиационного керосина) О-О - 38Х2МЮА; О-О - 12Х2Г2НМФТ

Согласно литературным данным дополнительное увеличение глубины слоя и повышение механических свойств сердцевины азотированных сталей возможно за счет термической обработки, которая проводится после азотирования и включает закалку из аустенитной области и отпуск. Однако такая упрочняющая термообработка для традиционных средне- и высокоуглеродистых азотированных сталей обладает рядом недостатков: высокая склонность к деформации и короблению, необходимость ускоренного охлаждения для формирования мартенситной структуры и исключения выделения обязательное применение защитных атмосфер для

предотвращения деазотирования.

Как показано в главе 3, для эффективного упрочнения НМС 12Х2Г2НМФТ при закалке не требуется проводить полную аустенитизацию и последующее ускоренное охлаждение, а достаточно нагрева в нижнюю область МКИ (на 150...200°С ниже обычных режимов закалки) и охлаждения на воздухе.

При закалке с температуры выше на 30...50 °С (750...780 °С) формируется двухфазная структура низкоуглеродистого мартенсита, которая, несмотря на повышенную плотность дислокаций, обладает низким уровнем остаточных напряжений и не требует проведения отпуска. Такая обработка отличается повышенной технологичностью и целесообразна для объемного термоупрочнения азотированной стали 12Х2Г2НМФТ. В связи с этим научный и практический интерес представляет исследование изменений фазового состава, структуры и свойств азотированного слоя в тех же условиях нагрева и охлаждения.

HV 900

800

700

600

500

400

300

200

0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 I, мм

Рис. 3. Распределение микротвердости по глубине азотированного слоя

•-• - 12Х2Г2НМФТ, азотирование 560 °С, 40 ч;

О-О - 12Х2Г2НМФТ, азотирование 560 °С, 40 ч + зак. 750 °С, 30 мин;

♦-♦ - 38Х2МЮА, азотирование 560 °С, 40 ч.

Закалка азотированной стали 12Х2Г2НМФТ (750 °С, 30 мин) снижает твердость поверхности с 920 до 650 HV (с 82 до 76 HRA) и увеличивает эффективную толщину азотированного слоя на 0,15 мм (см. рис. 3). Кроме того, заметна разница в характере распределения микротвердости: твердость мало изменяется при удалении от поверхности (до 0,4 мм), снижение твердости сопровождается одновременным ее увеличением в подповерхностной зоне (0,4...0,7 мм) вблизи границы слоя и в сердцевине. Это обусловлено изменением концентрации азота по сечению слоя.

Нагрев на температуру 600 °С не приводит к изменению микротвердости, что свидетельствует о высокой теплостойкости слоя стали 12Х2Г2НМФТ. При увеличении температуры нагрева эффективная толщина слоя увеличивается, а твердость поверхности понижается. Закалка слоя с температуры 650 °С (охлаждение на воздухе) уменьшает поверхностную твердость с 920 до 780 HV; закалка с температур 700 и 750 °С - до 700 и 650 HV соответственно.

Разупрочнение азотированного слоя при аустенитизации может быть вызвано коагуляцией нитридов, рекристаллизацией азотистой о^-фазы, а также изменением фазового состава слоя.

Слой на стали 12Х2Г2НМФТ после закалки с температуры 650 °С состоит из избыточной ак-фазы, нитридов, не растворившихся при нагреве под закалку, азотистого мартенсита и остаточного аустенита в количестве 15 %. Повышение температуры до 700 и 750 °С обеспечивает растворение в аустените большего количества нитридов, при этом аустенит обогащается азотом и легирующими элементами, что увеличивает его устойчивость и количество остаточного

аустенита (25 и 50 % соответственно). Важно отметить, что независимо от скорости охлаждения выделение из аустенита вторичных нитридов во время охлаждения не происходит; структура поверхностного слоя после закалки с температуры 700...750 °С представляет собой аустенитно-мартенситную основу с небольшим количеством нитридных частиц. По мере удаления от поверхности относительное количество у-фазы и нитридов уменьшается.

Обычно контроль качества азотированных деталей проводят по твердости. Однако однозначная связь между твердостью и износостойкостью азотированных сталей отсутствует. В данной работе установлено, что для азотированной стали 12Х2Г2НМФТ закалка из МКИ, несмотря на значительное снижение твердости, повышает износостойкость при высоких контактных нагрузках в условиях сухого трения в 1,5 раза по сравнению с этой же сталью после азотирования и в 4 раза по сравнению с износостойкостью стали 38Х2МЮА.

После закалки в слое содержится большое количество вследствие

чего основной причиной высокой износостойкости является деформационное фазовое превращение аустенита в мартенсит. Рентгеноструктурные исследования показали, что в процессе изнашивания количество аустенита на контактной поверхности уменьшается и на столько же возрастает доля

Рост износостойкости при деформационном определяют

объемная доля, глубина проработки и удельная энергия фазового превращения. Данные по удельной энергии фазового превращения низколегированных азотистых сталей в литературе отсутствуют, но имеющиеся оценки по конструкционным низколегированным сталям говорят о том, что для удвоения энергии разрушения достаточно образования 20 % мартенсита деформации. С повышением степени деформации возрастает объемная доля ния, поэтому рост износостойкости после термообработки градиентного азотистого слоя обусловлен увеличением объема превращения на контактной поверхности по мере увеличения нагрузки.

В пятой главе изложены данные по практической реализации полученных результатов.

Для назначения режима азотирования использовали полученные в работе экспериментальные данные, а также результаты прогнозирования технологических параметров по рассчитанным ранее кинетическим характеристикам насыщения (см. главу 4). Для получения заданной толщины слоя (0,4...0,5 мм) расчетная продолжительность азотирования составила 30 ч при температуре 560 °С.

По указанному режиму были обработаны детали гидротолкателей из стали 12Х2Г2НМФТ. Свойства азотированных деталей соответствовали требованиям конструкторской документации. Стендовые испытания показали увеличение ресурса работы гидротолкателя в 1,5 раза по сравнению с гидротолкателем из стали 15ХПОА.

В этой же главе даны рекомендации по применению новой технологии объемного термоупрочнения НМС 12Х2Г2НМФТ: представлен технологический процесс, включающий азотирование с последующей закалкой из МКИ, что обеспечивает получение градиентной структуры и увеличение эксплуатационных свойств.

ВЫВОДЫ

1. Реечная структура мартенсита стали 12Х2Г2НМФТ сохраняется до температуры и при нагреве в МКИ наряду с образованием аустенита. После охлаждения из МКИ образуется двухфазная структура пакетного низкоуглеродистого мартенсита, в которой чередуются участки вновь образованной и исходной мартенситных фаз.

2. По мере роста температуры отпуска стали 12Х2Г2НМФТ дислокационная структура асимптотически стремится к упорядоченному состоянию, а фазовому не предшествует образование полиэдрической структуры, что обусловлено выделением дисперсных карбидов.

3. Высокая плотность хаотично распределенных дислокаций приводит к инициированию и снижению температуры по мере роста скорости нагрева стали 12Х2Г2НМФТ.

4. В стали 12Х2Г2НМФТ реализуется структурная наследственность, поскольку труднорастворимые дисперсные карбиды ванадия и титана сдерживают рекристаллизационные процессы, сохраняя реечную структуру ос-фазы до температуры Лез- В стали 10Х3ГНМ в процессе медленного нагрева происходит рекристаллизация " что исключает наследование особенностей строения мартенсита.

5. Реализация структурной наследственности обеспечивает у стали 12Х2Г2НМФТ высокий комплекс свойств при закалке с температур выше Асх на 30...50 °С. Закалка из нижней половины МКИ понижает закалочные напряжения, коробление и деформацию. Благоприятное сочетание прочности, пластичности и вязкости обусловлено аддитивным вкладом «свежего» мартенсита и сохранившейся мартенситной которые формируют дисперсную смесь.

6. При азотировании НМС 12Х2Г2НМФТ сердцевина сохраняет структуру низкоуглеродистого мартенсита. Энергия активации диффузии стали 12Х2Г2НМФТ существенно ниже, поэтому формируется более глубокий диффузионный слой, чем у сталей с преимущественно ферритной структурой.

7. В структуре азотированного слоя НМС 12Х2Г2НМФТ отсутствует сетка нитридов по границам зерен. Износостойкость азотированной НМС 12Х2Г2НМФТ при высоких нагрузках в 1,5...4 раза больше, чем у азотированной стали 38Х2МЮА.

1 5

8. НМС 12Х2Г2НМФТ с градиентным слоем и структурой пакетного мартенсита в сердцевине, полученная азотированием и последующей закалкой из МКИ, обладает прочностью Сод >: 1100 Н/мм2, вязкостью КСЧ > 0,9 МДж/м3 и пластичностью \|/ ^ 54 %, 5 £ 16 %.

9. При нагреве азотированной стали 12Х2Г2НМФТ на поверхности формируется азотистый аустенит, обладающий высокой устойчивостью в области диффузионных превращений и позволяющий проводить закалку с охлаждением на воздухе. В процессе охлаждения на воздухе у-фаза не выделяется, фазовый состав поверхности - азотистые у*1- и мартенситная ак-фазы, нитриды и карбонитриды легирующих элементов. Закалка из МКИ после азотирования позволяет увеличить глубину азотированного слоя стали 12Х2Г2НМФТ. Высокая износостойкость слоя НМС 12Х2Г2НМФТ с повышенной концентрацией азота обусловлена деформационным переходом азотистого аустенита в мартенсит деформации на поверхности трения.

10. Разработаны режимы термической и химико-термической обработок изделия «гидротолкатель» из стали 12Х2Г2НМФТ. Стендовые испытания показали увеличение ресурса работы в 1,5 раза.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Клейнер Л.М., Силина О.В., Югай С.С. и др. Повышение износостойкости деталей машин // Аэрокосмическая техника: Сб. научн. тр. -Пермь. - 1997. - №2. - С. 129-132.

2. Клейнер Л.М., Митрохович Н.Н., Югай С.С. и др. Азотирование деталей, работающих на износ при высоких контактных нагрузках // Вестник машиностроения. -1999. - №5. - С. 32-34.

3. Патент РФ №2133299 от 20.07.99, МКИ С2317/00, С23 С8/26. Способ изготовления азотированных деталей из низкоуглеродистых мартенситных сталей / Клейнер Л.М., Митрохович Н.Н., Югай С.С. и др. Заявл. 27.04.98. Опубл. 20.07.99. Бюл. № 20.

4. Югай С.С. Влияние термической обработки после азотирования на свойства стали 12Х2Г2НМФТ // Сб. тез. док. I Уральской школы - семинара металловедов - молодых ученых. - Екатеринбург, 1999. - С. 56-57.

5. Югай С.С, Акбашева Р.Г., Денисов Д.В., Митрохович Н.Н. Неполная закалка стали 12Х2Г2НМФТ // Молодежная наука Прикамья: Сб. научн. тр. -Пермь, 2000. - Вып. 1. - С. 25-29.

6. Югай С.С. Повышение износостойкости азотированного мартенсита низкоуглеродистой стали 12Х2Г2НМФТ // Сб. тез. док. III Уральской школы -семинара металловедов - молодых ученых. - Екатеринбург, 2001. - С. 68.

7. Югай С.С, Мокрушина Н.Н. Особенности строения мартенсита низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ после закалки // Сб. тез. док. V Уральской школы - семинара металловедов - молодых ученых. -Екатеринбург, 2003. - С. 34.

»237 1 в

8. Югай С.С, Швецов В.В., Мальцев А.С. Закалка стали 12Х2Г2НМФТ из межкритического интервала температур // Высокие технологии в машиностроении и высшем образовании: Сб. тез. док. НТК механико-технологического факультета ПермГТУ. - Пермь, 2003. - С. 68-70.

9. Югай С.С. Повышение прочности сердцевины азотированной стали 12Х2Г2НМФТ // Высокие технологии в машиностроении и высшем образовании: Сб. тез. док. НТК механико-технологического факультета ПермГТУ. - Пермь, 2003. - С. 79-80.

10. Югай С.С., Клейнер Л.М., Шацов А.А., Митрохович Н.Н. Формирование структуры и свойств низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ при закалке.// ФММ. - 2004. - Т 97, №1. - С. 107-112.

11. Югай С.С, Мальцев А.С., Никулин Д.В. Структурная наследственность в низкоуглеродистых мартенситных сталях 10ХЗГНМ и 12Х2Г2НМФТ // Механика и технология материалов и конструкций: Сб. науч. тр. ПермГТУ. -Пермь. - 2004. - № 8. - С. 109-116.

Сдано в печать ЮЛ 1.04. Формат 60x84/16. Объём 1,0 п.л. _Тираж 100. Заказ 1373._

Печатная мастерская ротапринта ПГТУ.

Введение

1. Конструкционные стали и технологические процессы азотирования (анализ современного состояния вопроса)

1.1. Технологичность и структурная наследственность конструкционных сталей

1.2. Насыщение сталей азотом и последующая термическая обработка азотированных сталей

1.3. Постановка задачи

2. Материалы и методики исследования

2.1. Материалы исследования

2.2. Методика дилатометрических исследований

2.3. Методика металлографических исследований

2.4. Методика испытания на одноосное растяжение

2.5. Методика определения ударной вязкости

2.6. Методика контроля хрупкости азотированного слоя

2.7. Методика дюрометрических исследований

2.8. Методика рентгеноструктурного анализа

2.9. Методика электронно-микроскопических исследований

2.10. Методика определения износостойкости

3. Формирование структуры, структурная наследственность и свойства низкоуглеродистых мартенситных сталей

3.1 .Особенности формирования тонкой структуры НМС

3.2. Структурная наследственность в низкоуглеродистых мартенситных сталях

углерода (0,04,,.0,12 позволяет получить высокий комплекс механических свойств. В термоупрочненном состоянии в зависимости от марки стали прочность составляет ав 900... 1400 Н/мм, ао,2 800...1250 H/мм пластичность 5 10... 15 v)/ 50...75 ударная вязкость КСи 0,8... 1,8 МДж/м1 Повышение устойчивости переохлажденного аустенита обеспечивает рациональное сочетание легируюш;их элементов. Наибольшие значения прокаливаемости достигаются при комплексном легировании несколькими элементами: хромом, никелем, марганцем, молибденом, ванадием, титаном и др. Хром является обязательным компонентом, поскольку он активно подавляет бейнитное превращение. Никель и марганец могут взаимно заменять друг друга, но суммарное количество их не должно превышать 3 иначе существенно понижается температура начала мартенситного превращения. Присутствие никеля желательно, так как он понижает критическую температуру хрупкости. Введение небольших количеств молибдена существенно увеличивает прокаливаемость и уменьшает отпускную хрупкость. Легирование сильными карбидообразующими элементами ванадием и титаном позволяет получить мелкое зерно и увеличить теплостойкость сталей [15]. Легирование медью вызывает дисперсионное твердение при отпуске [16, 17]. В табл. 1.1 показана устойчивость переохлажденного аустенита и прокаливаемость некоторых НМС [9].Таблица 1.1 Устойчивость аустенита и прокаливаемость низкоуглеродистых мартенситных сталей [9] Время достижения 5 %Марка стали ного превращения, мин. 06Х2Г2 04ХЗГ2 07ХЗГНМ 06ХЗГ2 11ХЗН2 06Х5Г2 06Х7Г2 11Х4Н2 11Х5Н1М 06Х7Г2М 06Х2ГЗ 11Х6Н2 08Х5Н2МД2 2 8 15 30 30 50 90 140 120 120 120 420 420 охлаждении на воздухе, мм 10 30 45 90 90 140 220 280 600 600 600 1500 1500 Критический диаметр при Малое содержание

1. Реечная структура мартенсита стали 12Х2Г2НМФТ сохраняется до температуры Aci и при нагреве в МКИ наряду с образованием аустенита. После охлаждения из МКИ образуется двухфазная структура пакетного низкоуглеродистого мартенсита, в которой чередуются участки вновь образованной и исходной мартенситных фаз.2. По мере роста температуры отпуска стали 12Х2Г2НМФТ дисло кационная структура асимптотически стремится к упорядоченному состоянию, а фазовому а-у-превращению не предшествует образование полиэдрической структуры, что обусловлено выделением дисперсных карбидов.3. Высокая плотность хаотично распределенных дислокаций приводит к инициированию а-у-превращения и снижению температуры Aci по мере роста скорости нагрева стали 12Х2Г2НМФТ.

4. В стали 12Х2Г2НМФТ реализуется структурная наследственность, поскольку труднорастворимые дисперсные карбиды ванадия и титана сдерживают рекристаллизационные процессы, сохраняя реечную структуру а-фазы до температуры Асз- В стали 10ХЗГНМ в процессе медленного нагрева происходит рекристаллизация а-фазы, что исключает наследование особенностей строения мартенсита.5. Реализация структурной наследственности обеспечивает у стали

12Х2Г2НМФТ высокий комплекс свойств при закалке с температур выше напряжения, коробление и деформацию. Благоприятное сочетание прочности, пластичности и вязкости обусловлено аддитивным вкладом «свежего» мартенсита и сохранившейся мартенситной а-фазы, которые формируют дисперсную смесь.6. При азотировании НМС 12Х2Г2НМФТ сердцевина сохраняет структуру низкоуглеродистого мартенсита. Энергия активации диффузии стали 12Х2Г2НМФТ существенно ниже, поэтому формируется более глубокий диффузионный слой, чем у сталей с преимущественно ферритной структурой.7. В структуре азотированного слоя НМС 12Х2Г2НМФТ отсутствует сетка нитридов по границам зерен. Износостойкость азотированной НМС

12Х2Г2НМФТ при высоких нагрузках в 1,5...4 раза больше, чем у азо тированной стали 38Х2МЮА.

8. НМС 12Х2Г2НМФТ с градиентным слоем и структурой пакетного мартенсита в сердцевине, полученная азотированием и последующей закалкой из МКИ, обладает прочностью ао,2 ^ 1100 Н/мм , вязкостью КСи > 0,9 МДж/м^ и пластичностью V|/ > 54 %, 5 > 16 %.9. При нагреве азотированной стали 12Х2Г2НМФТ на поверхности формируется азотистый аустенит, обладающий высокой устойчивостью в области диффузионных превращений и позволяющий проводить закалку с охлаждением на воздухе. В процессе охлаждения на воздухе у'-фаза не выделяется, фазовый состав поверхности — азотистые у'^ - и мартен ситная а^-фазы, нитриды и карбонитриды легирующих элементов. Закалка из МКИ после азотирования позволяет увеличить глубину азотированного слоя стали 12Х2Г2НМФТ. Высокая износостойкость слоя ЫМС

12Х2Г2НМФТ с повышенной концентрацией азота обусловлена деформационным переходом азотистого аустенита в мартенсит деформации на поверхности трения.10. Разработаны режимы термической и химико-термической обработок изделия «гидротолкатель» из стали 12Х2Г2НМФТ. Стендовые испытания показали увеличение ресурса работы в 1,5 раза.

1. Орлов П.И. Основы конструирования. Кн. 1. - М.: Машиностроение, 1977. - 623 с.

2. Митрохович H.H. Технологичность конструкционных сталей в машиностроении / Перм. гос. техн. ун-т. — Пермь, 2003. 36 с.

3. Гольдштейн М.И., Грачев C.B., Векслер Ю.Г. Специальные стали. М.: МИСиС, 1999. - 408 с.

4. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979. - 208 с.

5. Клейнер JIM. Низкоуглеродистые мартенситные стали: Учебное пособие / Перм. гос. техн. ун-т. Пермь, 1997. - 71 с.

6. Перкас М.Д., Кардонский В.М. Высокопрочные мартенситно-стареющие стали. М.: Металлургия, 1970. - 224 с.

7. Богачев И.Н. Нестабильные аустенитные хромомарганцевые стали // МиТОМ. 1965. - № 7. - С. 36-38.

8. Зекей В, Паркер И. Патент № 3488231 (США), 1970.

9. Экологически чистые технологии производства термоупрочненных полуфабрикатов, заготовок деталей и сварных конструкций / JIM. Клейнер, С.А. Коковякина, H.H. Митрохович, и др. // Перм. гос. техн. ун-т. -Пермь, 2000. 41 с.

10. Клейнер Л.М., Коган Л.И., Пиликина Л.Д., Энтин Р.И. Авт. свид. № 301370; Бюлл. изобр., 1971. № 14.

11. Коган Л.И., Клейнер Л.М., Энтин Р.И. Особенности превращений аустенита в малоуглеродистых легированных сталях // ФММ. 1976. -Т. 41, № 1.-С. 118-124.

12. Саррак В.И., Суворова С.О. Взаимодействие углерода с дефектами в мартенсите // ФММ. 1968. - Т. 26, № 1. - С. 147-156.

13. Панкова M.H., Мешалкин В. А., Успенская C.B. Влияние микролегирования на кинетику превращений, структуру и свойства низкоуглеродистых сталей // МиТОМ. 1987. - № 12. - С. 11-12.

14. Силина О.В., Клейнер Л.М., Митрохович H.H., Черемных H.B. Повышение теплостойкости азотируемых низкоуглеродистых мартенситных сталей // МиТОМ. 1998. - № 1. - С. 17-20.

15. Некрасова Т.Н., Мухаметшин А.З. Дисперсионное упрочнение экономнолегированного низкоуглеродистого мартенсита // Сб. тез. док. I Уральской школы металловедов молодых ученых. 1999. - № 1. -С. 59-60.

16. Липчин H.H. Влияние исходной структуры на формирование аустенита // Металловедение и термическая обработка металлов: Сб. науч. тр. Пермь. - 1966. - С. 3-12.

17. Дьяченко С.С. Наследственность при фазовых превращениях: механизм явления и влияние на свойства // МиТОМ. 2000. - №4. -С. 14-19.

18. Садовский В.Д. Структурная наследственность в стали. М.: Металлургия. - 1973. - 208 с.

19. Садовский В.Д. Структурный механизм образования аустенита при нагреве стали // Структурные и фазовые превращения при нагреве стали и сплавов: Сб. науч. тр.- Пермь. 1969. - С. 3-11.

20. Садовский В.Д. Происхождение структурной наследственности в стали // ФММ. 1984. - Т. 57, № 2.- С. 213-223.

21. Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Основы термической обработки стали. Екатеринбург: УрО РАН. - 1999. - 496 с.

22. Липчин H.H. Механизм возникновения и устранения структурной наследственности в стали // Структурные и фазовые превращения при нагреве стали и сплавов: Сб. науч. тр. Пермь. - 1969. - С. 12-23.

23. Коковякина С.А., Липчин H.H. Влияние некарбидообразующих элементов на структурную перекристаллизацию стали при нагреве //Структурные и фазовые превращения при нагреве стали и сплавов: Сб. науч. тр. Пермь. - 1970. - С. 3-6.

24. Липчин H.H. Структурная наследственность и перекристаллизация стали // Влияние структурных и фазовых превращений на свойства стали и сплавов: Сб. науч. тр. Пермь. - 1972. - С. 3-15.

25. Липчин H.H. Механизм осложнения структурной перекристаллизации при нагреве закаленных сталей // Вопросы металловедения и прочности сталей: Сб. науч. тр. Пермь. - 1966. -С. 3-12.

26. Липчин H.H. Влияние структурного состояния на наследование структуры и свойств металлических сплавов // Структурные превращения и свойства стали и сплавов: Сб. науч. тр. Пермь. - 1974. - С. 5-21.

27. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Пещеренко С.Н., Боброва С.Н., Тимохова А.П. Структурная наследственность порошковых сталей. -Пермь: РИТЦ ПМ. 1996. - 122 с.

28. Law N.C., Edmonds D.V. The Formation of Austenite in a Low-Alloy Steel // Met. Trans. 1980. - V. 11 A, № 1. - P. 33-46.

29. Телевич P.B., Приходько C.B. Рекристаллизация мелкозернистого комплекса аустенита углеродистой стали // Металлофизика и новейшие технологии. 1994. - Т. 16. - С. 58-64.

30. Счастливцев В.М., Копцева Н.В. Электронно-микроскопическое исследование образования аустенита при нагреве конструкционной стали // ФММ. 1976. - Т. 42, № 4. - С. 837-847.

31. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. Механизм структурной наследственности в заэвтектоидных сталях с исходной перлитной структурой // ФММ. 1977. - Т. 43, № 2. - С. 358-366.

32. Дьяченко С.С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах. М.: Металлургия. - 1982. - 128 с.

33. Зельдович В.И., Хомская И.В., Ринкевич О.С. Образование аустенита в низкоуглеродистых железоникелевых сплавах // ФММ. -1992.-№3.-С. 5-26.

34. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. и др. Структура и субструктура аустенита, образующегося при нагреве закаленных и термомеханически упрочненных сталей // ФММ. 1982. -Т. 53, №6.-С. 1143-1151.

35. Ринкевич О.С., Зельдович В.И. О кристаллографии образования аустенита в железоникелевом сплаве с пакетным мартенситом // ФММ. -1988. Т. 66, № 4. - С. 745-749.

36. Сагарадзе В.В., Ожиганов A.B., Крехтунов В.В., Садовский В.Д. Фазовый наклеп аустенита среднелегированных конструкционных сталей//ФММ. 1973.-Т 36, № 1.-С. 121-128.

37. Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Козлова А.Г., Колупаева Т.Л. Наследование дефектов решетки при у-а-у-превращении в сталях, не испытывающих «обратного» (мартенситного) перехода в процессе аустенитизации // ФММ. 1979. - Т. 49, № 2. - С. 349-356.

38. Печеркина H.JI., Сагарадзе В.В., Васечкина Т.П. О наследовании дислокационной структуры при ОЦК-ГЦК-превращении в процессе нагрева // ФММ. 1988. - Т. 66, № 4. - С. 750-757.

39. Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И., Яковлева И.Л. Структурная наследственность и интеркристаллитная хрупкость в высокопрочной низкоуглеродистой легированной стали // ФММ. 1995. - Т. 80, № 6. -С. 96-107.

40. Химико-термическая обработка металлов и сплавов / Справочник. Борисенок Г.В., Васильев Л.А., Ворошнин Л.Г. и др. М.: Металлургия. -1981.-424 с.

41. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Шпис Г.-И., Бемер 3. Теория и технология азотирования М.: Металлургия. - 1991. - 320 с.

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

43. Белоцкий A.B. Структура азотистых фаз и принципы легирования сталей для азотирования // МиТОМ. 1975. - № 12. - С. 24-27.

44. Чаттержи-Фишер Р., Эйзелл Ф.-Б. и др. Азотирование и карбонитрирование. / Пер. с нем. Под ред. Супова A.B. М.: Металлургия. - 1990, - 280 с.

45. Лахтин Ю.М., Силина Н.В., Федчун В.А. Природа высокой твердости и хрупкости азотированного слоя стали 38Х2МЮА // МиТОМ. -1981.-№3.-С. 12-14.

46. Герасимов С.А. Прогрессивные методы азотирования. М.: Машиностроение. - 1985. - 32 с.

47. Герасимов С.А., Сидорин И.И., Косолапое Г.Ф. Исследование износостойкости азотируемых сталей // Известия ВУЗов. «Черная металлургия». 1973. - № 1. - С. 127-129.

48. Бабенко Н.П., Косолапов Г.Ф., Герасимов С. А. Влияние Легирующих элементов на твердость азотированного слоя стали // Известия ВУЗов. «Черная металлургия». 1975. - № 6. - С. 185-187.

49. Косолапов Г.Ф., Герасимов С.А. О структуре альфа-фазы азотированного слоя сталей 38ХМЮА и 1X13 // МиТОМ. 1973. - № 5. -С. 71-72.

50. Аничкина Н.Л, Боголюбов B.C., Бойко В.В. и др. Сравнение методов газового, ионного и вакуумного азотирования // МиТОМ. -1989. -№3.- С. 9-13.

51. Салькова С.С., Захарюк М.В., Рудман A.B. Влияние ионного азотирования на свойства сталей, применяемых в двигателестроении // МиТОМ. 1986. - № 8. - С. 16-20.

52. Клейнер Л.М., Митрохович H.H., Новоселова Л.М., Силина О.В., Толчина И.В., Черемных Н.В., Югай С.С. Азотирование деталей,работающих на износ при высоких контактных нагрузках // Вестник машиностроения. 1999. - № 1. - С 32-34.

53. Клейнер J1.M., Митрохович H.H., Югай С.С. и др. Повышение износостойкости деталей машин // Аэрокосмическая техника. Сб. науч. тр.- Пермь. 1997. - № 2.-С. 129-132.

54. Силина О.В., Шестаков С.П., Каменских А.П. Азотирование сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита // Сб. тез. док. I Уральской школы металловедов молодых ученых. 1999. - № 1. -С. 61-62.

55. Лахтин Ю.М., Иоффе Г.А., Цырлин Э.С. и др. Азотируемые низкоуглеродистые мартенситные стали // МиТОМ. 1980. - № 3. -С. 9-13.

56. Силина О.В. Азотирование сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита для поверхностного упрочнения деталей машиностроения: Автореф. дис. . канд. техн. наук: 05.02.01. Пермь: Перм. гос. техн. ун-т. - 1999. - 19 с.

57. Черемных Н.В., Тарасова A.B., Шагиахметова Ю.А. Влияние пластической деформации на интенсивность азотирования низкоуглеродистых мартенситных сталей // Сб. тез. док. I Уральской школы металловедов молодых ученых. 1999. - № 1. - С 53-54.

58. Патент РФ № 2133299 от 20.07.99, МКИ С 23 С 17/00, С 23 С 8/26. Способ изготовления азотированных деталей из низкоуглеродистых мартенситных сталей / Клейнер Л.М., Митрохович H.H., Югай С.С. и др. Заявл. 27.04.98. Опубл. 20.07.99. Бюл. № 20.

59. Белоус М.В., Москаленко Ю.Н., Пермяков В.Г. Фазовые превращения при отпуске закаленных сплавов системы Fe-N // МиТОМ. -1974.-№3.- С. 28-30.

60. Лахтин Ю.М. Высокотемпературное азотирование // МиТОМ. -1991. -№ 2.-С. 25-29.

61. Осипов В.П. Повышение стойкости штампов горячего деформирования предварительным азотированием // Инструментальные и подшипниковые стали. Тематический отраслевой сборник. 1985. -№ 2. - С. 63-67.

62. Клейнер Л.М., Шацов A.A. Новые конструкционные материалы: низкоуглеродистые мартенситные и порошковые стали. Прикладное металловедение: Учеб. пособие / Перм. гос. техн. ун-т. Пермь, 2004. -142 с.

63. Митрохович H.H., Симонов Ю.Н., Клейнер Л.М. и др. Технологичность и конструкционная прочность низкоуглеродистых сталей с мартенситной структурой: Учеб. Пособие / Перм. гос. техн. ун-т. -Пермь, 2004. 123 с.

64. Геллер Ю.А. Рахштадт А.Г. Материаловедение. М.: Металлургия. - 1984. - 384 с.

65. Термическая обработка в машиностроении: Справочник / под ред. Лахтина Ю.М., Рахштадта А.Г. М.: Машиностроение. - 1980. - 783 с.

66. ГОСТ 1497-84. Металлы. Метод испытаний на растяжение.

67. ГОСТ 9454-78. Металлы. Метод испытаний на ударный изгиб.

68. ГОСТ 9450-76. Металлы. Метод испытаний на микротвердость.

69. Методы испытания на микротвердость. Приборы / Сб. науч. Тр. М.: Наука. 1965.-263 с.

70. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: МиСИС. - 1994. - 328 с.

71. Скаков Ю.А., Еднерал Н.В., Кокнаева М.Р. Образование и устойчивость интерметаллических соединений при механоактивации порошков в шаровой мельнице // ФММ. 1992. - № 2 - С. 111-124.

72. Металловедение и термическая обработка стали: Справочник / Под ред. Бернштейна М.Л., Рахштадта А.Г. М.: Металлургия. - Т. 1. -1983.-352 с.

73. ГОСТ 27860-88. Детали трущихся сопряжений. Методы измерения износа.

74. Испытания на трение и износ. Методы и оборудование. Ясь. Д.С., Подмоков В.Б., Дяденко Н.С. Киев: Техника. - 1971. - 140 с.

75. Симонов Ю.Н. Условия получения структуры пакетного мартенсита при замедленном охлаждении низкоуглеродистого аустенита // ФММ. 2004. - Т. 97, № 5. - С. 77-81.

76. Браташевский А.Ю., Дьяченко С.С. Влияние дислокационной структуры стали 20 положение критической точки Ас1 // Вопросы металловедения и термической обработки металлов: Сб. науч. тр. № 196. -Пермь. 1977. -С. 30-33.

77. Голованенко С.А., Фонштейн Н.М. Двухфазные низколегированные стали. М.: Металлургия. - 1986. - 207 с.

78. Algunos aspectos de las relaciones estructura — propiedades en across de fase dual / Lanzillotto C.A.N., Pickering F.B. // Jornadas met. Cordova. -1982.- Vol. l.-S. 93-109

79. Termomechanical treatment of dual-phase low carbon steels / Lei T.C., Yang D.Z., Shen H.P. // Strength metals and alloys (ICSMA 6). Proc. 6th Int. cohf., Melbourne, 16-20 Aug., 1983, Vol. 3. Oxford e.a. - 1983. -S. 1245-1250.

80. Austenite grain coarsening in micro-alloyed steels / Cuddy L.J., Raley J.C. // Met. Trans. 1983. - A 14, № 7. - S. 1989-1995.

81. Бокштейн С.З. Диффузия и структура металлов. М.: Металлургия. - 1973. - 206 с.

82. Югай С.С., Клейнер JI.M., Шацов А.А., Митрохович Н.Н. Формирование структуры и свойств низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ при закалке //ФММ. 2004, Т. 97. - № 1. -С. 107-112.

83. Лахтин Ю.М., Булгач А.А. Теория химико-термической обработки стали. М.: Машиностроение. - 1982. - 56 с.

84. Анциферов В.Н., Пещеренко С.Н. и др. Взаимная диффузия и гомогенизация в порошковых материалах. М.: Металлургия. - 1988. - 152 с.

85. Крукович М.Г. Моделирование процесса азотирования. // МиТОМ. 2004. - № 1. - С. 24-31.

86. Костина М.В., Дымов А.В., Банных О.А. и др. Влияние пластической деформации на структуру и свойства высокоазотистых сплавов системы Fe-Cr // МиТОМ. 2002. - № 1 - С. 8-13.

87. Патент РФ № 215819, С 22 С38/18 от 25.04.2000. Высокопрочная коррозионно- и износостойкая сталь / Банных O.A., Блинов В.М. и др.

88. Макаров A.B., Коршунов Л.Г., Счастливцев В.М. и др. Структура, трибологические и механические свойства азотсодержащих высокохромистых сталей с мартенситной основой // ФММ. 2003. - Т 96, № 3. - С. 1001-1112.

89. Рябцев А.Д., Троянский A.A., Корзун Е.Л. и др. Легирование металла азотом из газовой среды в процессе ЭШП // Современная металлургия. 2003. - № 4, - С. 3-8.

90. Солнцев Ю.П. Современные и перспективные стали криогенной техники // Перспективные материалы. 1998. - № 3. - С. 68-81.

91. Reibungsinduzierter Martensit in austenitischen Fe-Mn-C-Stahlen / Schmidt I. // Z. Metall. 1984. - T. 75, № 10. - S. 747-754.

92. Анциферов B.H., Шацов A.A., Смышляева T.B. Трансформация поверхности псевдосплавов сталь-медь при контакте с абразивом // Физика и химия обработки материалов. 1997. - № 2. - С. 79-88.

93. Анциферов В.Н., Латыпов М.Г., Шацов A.A. Ферротики с метастабильной матрицей // Трение и износ. 19 96. - Т. 17, № 5. -С. 644-652.

94. Анциферов В.Н., Смышляева Т.В., Шацов A.A. Износостойкость и усталостная выносливость метастабильных псевдосплавов сталь-медь // МиТОМ. 1997. - № 12.- С. 15-20.