автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Основы технологии и кинетической теории процессов диффузионного насыщения сталей в условиях термоциклического воздействия на материал

На правах рукописи

Забелин Сергей Федорович

УДК 621.785.5

Основы технологии и кинетической теории процессов диффузионного насыщения сталей в условиях термоциклического воздействия на материал

Специальность 05.16.01 -Металловедение и термическая

обработка металлов

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Санкт - Петербург 2004 г.

Работа выполнена в Забайкальском государственном педагогическом университете им. Н.Г. Чернышевского

Научный консультант: доктор технических наук,

профессор Шоршоров М.Х.

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор Коджаспиров Г.Е.

доктор технических наук, профессор Гвоздев А.Е.

доктор технических наук, профессор Шапочкин В.И.

Ведущая организация: Институт металлургии и материаловедения

им. А.А. Байкова РАН

Защита состоится «_»_2004 г. в_часов на

заседании диссертационного совета Д. 212. 229. 14 при ГОУ ВПО «Санкт — Петербургский государственный политехнический университет» по адресу: 195251, г. С. - Петербург, Политехническая ул., 29, СПБГПУ, химический корпус, ауд. 51.

С диссертацией можно ознакомится в библиотеке ГОУ ВПО «Санкт — Петербургский государственный политехнический университет».

Автореферат разослан «_»_2004 г.

Ученый секретарь диссертационного совета .212.229.14. д.т.н., профессор

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ.

Актуальность проблемы Вопросы повышения надежности и долго вечности деталей машин и конструкций, повышения их качества и эффективности работы, а также вопросы экономии металлов, борьбы с коррозией и износом относятся к числу первоочередных задач науки и техники. Решение этих задач прежде всего связано с необходимостью разработки и внедрения высокоэффективных методов повышения конструктивной прочности металлических материалов.

Прочность, надежность и долговечность деталей, предназначенных для работы в сложных условиях эксплуатации (подвергающихся воздействию циклических нагрузок, контактным напряжениям, интенсивному износу, воздействию агрессивных сред и т.п.) в значительной степени определяются физико-механическими свойствами рабочих поверхностей. В связи с этим важная роль в решении указанной проблемы принадлежит методам поверхностного упрочнения деталей, среди которых наиболее перспективным и распространенным является метод химико - термической обработки (ХТО).

Несмотря на эффективность поверхностного упрочнения стальных деталей методом ХТО, технология этих процессов имеет крупный недостаток - большую продолжительность и, как следствие — энергоемкость. Значительная разница между технологическим временем ХТО и других операций обработки не позволяет ввести ее в единый технологический поток изготовления изделий и препятствует ее полной автоматизации. Поэтому основной задачей в области технологии ХТО является существенная интенсификация процессов диффузионного насыщения. Кроме того, существующие технологические способы и режимы ХТО, не исчерпывают возможности достижения еще более высокого уровня конструкционной прочности материала. Следовательно, проблема разработки высокоэффективных и рациональных режимов ХТО и поиск оптимальных режимов направленного воздействия на структуру и свойства материала поверхностно упрочняемых деталей машин является актуальной проблемой материаловедения и представляет значительный народохозяйственный интерес.

Одним из перспективных направлений решения поставленной проблемы является использование при ХТО режимов термоциклической обработки (ТЦО), которая является одним из наиболее эффективных методов воздействия на структуру и физико-механические свойства материалов. Сущность нового метода — химико-термоциклической обработки (ХТЦО) заключается в совместном осуществлении процессов диффузионного насыщения и термической обработки в режиме термоциклирования материала в интервале температур полиморфных превращений или без них. При этом, воздействие на материал многократных фазовых превращений приводит к аномальному протеканию диффузионных процессов в нем. Это

явление, хотя и изучали многие исследователи, но их результаты и выводы не однозначны.

Кроме того, большинство теоретических вопросов по кинетике процессов диффузионного насыщения в режиме термоциклирования изучены недостаточно. Поэтому представляет как научный, так и практический интерес исследование и разработка теории и практики метода ХТЦО и создание на этой базе высокоэффективной технологии различных видов диффузионного насыщения при поверхностном упрочнении деталей машин.

Цель работы. Разработка основ теоретического анализа процессов диффузионного насыщения материалов в условиях термоциклического воздействия путем установления закономерностей и механизма влияния режимов воздействия на процессы диффузии, формирования структуры и кинетики роста диффузионного слоя и разработки на этой базе рациональной технологии различных видов ХТЦО.

Для достижения поставленной цели были решены следующие задачи:

1. Исследовано влияние режима термоциклического воздействия на процесс диффузионного насыщения и установлены закономерности формирования структуры и кинетики роста диффузионного слоя упрочняемых сталей.

2. Исследовано влияние структурно - фазового состояния стали, дефектов кристаллического строения и режима термоциклического воздействия на параметры диффузии элементов насыщения , предложена методика расчета эффективного коэффициента диффузии при ХТЦО.

3. Установлены закономерности влияния режима термоциклического воздействия на структуру и физико - механические свойства стали и зависимости, описывающие связь между параметрами структуры и свойствами сталей.

4 Установлены условия оптимизации параметров режима термоциклического воздействия на материал и предложена модель расчета скоростного режима ТЦО для решения различных технологических задач, в том числе, интенсификации процессов насыщения и регулирования свойств обрабатываемых материалов.

5. Проведен анализ механизма активизации процесса диффузионного насыщения при ХТЦО и разработаны основы кинетической теории описания процесса насыщения на основе анализа энергетических характеристик процесса.

6. Разработана технология процессов ХТЦО конструкционных сталей для проведения цементации, нитроцементации и азотирования и технологические рекомендации по внедрению ее в производство.

7. Рассмотрены перспективы развития метода ХТЦО материалов.

Методы исследования. В работе выполнены разнообразные металло-

физические исследования, проведенные в лабораториях ЦНИИЧерМет им. И.П.Бардина, ИМЕТиМ им. А.А.Байкова, государственных технического и педагогического университетов г. Читы.

Комплекс экспериментальных и теоретических исследований включает методы микроструктурного анализа с использованием оптической и количественной металлографией, электронного микроскопа и структурного микроанализатора, рентгеноструктурный, дилатометрический и дифференциально-термический анализы, механические и эксплуатационные испытания, методы внутреннего трения и релаксации напряжений, а также анализ диффузионных процессов методом радиоактивных изотопов. В работе использованы математические методы исследований и моделирование процессов и режимов обработки.

Полученные результаты исследований с использованием различных методов, их согласованность и корреляция при сравнении результатов моделирования с опытными данными подтверждают обоснованность и достоверность научных положений, выводов и рекомендаций работы.

Научная новизна работы и положения выносимые на защиту. Проведенные в работе теоретические и экспериментальные исследования позволили сформулировать ряд положений, которые являются новыми и выносятся на защиту:

- установлены закономерности формирования и кинетики роста диффузионного слоя на примере процессов насыщения сталей углеродом и азотом в зависимости от параметров режима ХТЦО и установлен оптимальный температурно - скоростной режим термоциклического воздействия для интенсификации процессов насыщения сталей: скоростной режим нагрева и охлаждения в термоцикле от 0,7° С/с до 3,0° С/с, а температурный интервал термоциклирования для цементации 650 о 950°С, для нитроцементации 650 800°С, для азотирования 300 600°С;

- методом радиоактивного анализа исследованы и установлены концентрационные кривые распределения углерода и никеля в сталях, рассчитаны параметры диффузии и построены температурные зависимости коэффициента диффузии как в различных структурно - фазовых состояниях стали, так и при различных режимах термоциклического воздействия; предложена методика расчета эффективного коэффициента диффузии элементов насыщения при ХТЦО;

установлен механизм активации процессов диффузионного насыщения при ХТЦО, оценена роль фазовых превращений, структурных и субструктурных изменений в материале при термоциклическом воздействии; показано, что при этом происходит не только измельчение зерна структуры, но и повышение плотности дислокаций до уровня закаленной стали и образование мелкоблочной субструктуры, а совокупность результата воздействия фазовой дилатации и структурных изменений при ускоренных нагревах и охлаждениях приводит к образованию внутренних напряжений, релаксация которых осуществляется локальной межзеренной деформацией;

- установлены закономерности влияния режима термоциклического воздействия на структуру и физико - механические свойства сталей и предложены зависимости, которые описывают связь между параметрами

структуры (удельная межфазная поверхность, плотность дислокаций и др.) и свойствами сталей;

- предложена модель расчета скоростного режима термоциклического воздействия на материал для решения различных технологических задач, в том числе, и для интенсификации ХТО, основанная на положениях о протекании двух конкурирующих процессов: образования и релаксации внутренних напряжений;

- разработаны основы теоретического анализа процессов ХТЦО, сформулирована концепция описания процессов диффузионного насыщения при термоциклическом воздействии на материал, основанная на анализе энергетических характеристик (энергии активации и активационного объема) процесса насыщения;

- сформулированы и обоснованы научные положения, которые составляют основы перспективного направления - создания эффективной технологии поверхностного упрочнения сталей методом ХТЦО, с возможным регулированием служебных свойств материала изделий.

Практическая ценность работы и ее реализация. На основании выполненных автором теоретических и экспериментальных исследований, предложенных методик и моделей анализа процесса насыщения и технологических решений решена важная научно-техническая проблема интексификации процессов диффузионного насыщения конструкционных сталей при различных видах ХТО, а также проблема повышения комплекса физико-механических и служебных свойств упрочняемых изделий.

Разработан принципиально новый метод химико-термоциклической упрочняющий технологии конструкционных материалов. Новизна технических решений разработанной технологии ХТЦО защищена четырьмя авторскими свидетельствами: для процессов цементации и нитроцементации (А.с. № 907075), для азотирования (А.с. № 1453179), а также технологические рекомендации для борирования, никелирования и т.п. Метод ХТЦО может быть использован во всех отраслях машиностроения, где применяют процессы диффузионного насыщения материалов при ХТО.

Внедрение и опытно-промышленное опробование технологии ХТЦО и ТЦО осуществлены на ряде ведущих машиностроительных предприятий страны, в том числе: НПО им. С.А. Лавочкина г. Москва, Читинские машиностроительный и станкостроительный заводы, завод горного оборудования г. Дарасун и другие - экономический эффект от внедрения разработок составит свыше 500 тыс. рублей в ценах 2000 года.

Апробация работы. Основные материалы и результаты работы доложены и обсуждены на Iой и IIой Всесоюзных научно - технических конференции и семинаре «Термоциклическая обработка металлов и деталей машин» (г. Ленинград. 1980 г.; г. Волгоград, 1981 г.); на IIой и IIIой Всесоюзных научно - технических конференциях «Сверхпластичность металлов и сплавов» (г. Москва, 1981 г.; г. Тула, 1986 г.); на Всесоюзной научно - технической конференции «Пути повышения конструктивной

прочности металлических материалов» (Вильнюс, 1982 г.); на Всесоюзных научных - технических конференциях по материаловедению и термической обработки металлов (г. Ленинград, 1984 г.; г. Пенза, 1985г.; г. Киев, 1982 г., 1987 г.; г. Пермь, 1988 г.; г. Волгоград, 1990 г., г. Москва, 1995 г.); на межреспубликанских и республиканских научно - технических конференциях (г. Душанбе, 1990 г.; г. Чита, 1991 г.; г. Киев, 1992 г.); на международной конференции «Достижение науки и техники в области ресурсосбережения и экологии» (г. Гомель, 1989 г.); на Vой международном симпозиуме «Перспективные металлы и технологии» (г. Байкальск, 1999 г.); на коллоквиумах отделов порошковой металлургии и защитных покрытий и физикохимии поверхности и ультрадиспереных материалов ИМЕТ и М им. А.А. Байкова РАН (г. Москва 1980 - 1984, 1987,1997,2003 гг.) и заседаний кафедр МиТОМ МАТИ им К.Э. Циолковского (г. Москва и г. Ступино), ТМ и К ЧитГТУ и Машиноведения ЗабГПУ (г. Чита).

Публикации. По материалам выполненных исследований опубликовано 45 печатных работ, в том числе монография и 4 авторских свидетельства.

Объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, списка литературы и приложений. Изложена на 263 страницах машинописного текста, содержит 51 рисунок, 32 таблицы, приложение и библиографический список 205 наименований.

Во введении обоснована актуальность проблемы, сформулированы цель и задачи исследования, дана общая характеристика работы.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

1. ПУТИ ИНТЕРСИФИКАЦИИ ПРОЦЕССОВ ХТО И МЕТОДЫ ПОВЫШЕНИЯ КОНСТРУКТИВНОЙ ПРОЧНОСТИ СТАЛЕЙ

Проведен анализ отечественной и зарубежной литературы по современным представлениям о закономерностях ХТО сталей и недостатках технологии его традиционных изотермических режимов и способов. Показано, что наиболее медленным (лимитирующим) звеном процесса ХТО является его диффузионная стадия — теоретически и практически обоснованная как контролирующая стадия гетерогенных процессов, к которым относится процесс ХТО.

Современные исследования и анализ условий интенсификации диффузионных процессов насыщения при ХТО показали, что основная задача заключается в обеспечении такого структурного строения стали, которое способствовало бы ее максимальной диффузионной восприимчивости. Учитывая, что диффузионные процессы относятся к структурно-чувствительным физическим процессам и любые нарушения правильности кристаллического строения стали, изменения структурного строения поверхностей раздела и воздействие внутренних и внешних напряжений

существенно влияют на кинетику диффузионных процессов, представляется перспективным использовать в процессе диффузионного насыщения режимов термоциклирования стали через интервал температур полиморфных превращений.

Такая обработка (ХТЦО) обеспечит как измельчение и сохранение мелкодисперсной структуры стали в течение всего процесса насыщения, так и обеспечит неравновесное состояние стали за счет образования и релаксации внутренних напряжений и повышения уровня дефектов кристаллического строения. Однако, известные результаты по оценке влияния как предварительных термической и термомеханической обработок, так и фазовых превращений и термомеханического воздействия в процессе насыщения на диффузионную подвижность элементов в сталях, неоднозначны.

Кроме решения задачи интенсификации процессов диффузионного насыщения сталей при ХТО, не менее важное значение имеет и задача повышения уровня конструктивной прочности поверхностно упрочняемых сталей. Известно, что в результате упрочнения стальных изделий методом ХТО, они, как правило, имеют низкие характеристики таких важных свойств, как пластичность и вязкость, ударная и усталостная прочность. Это обусловлено как структурным строением сердцевины изделия (большой величиной зерна стали), так и дефектностью структуры упрочняемого слоя. Повышение конструктивной прочности различных сталей в результате термоциклического воздействия установлено в исследованиях автора и в работах И.Н.Богачева, И.Н.Кидина, А.А.Баранова, В.К.Федюкина, Р.А.Грэнжа, Л.Ф. Т.Имао и др.

Характер изменения свойств, структуры и фазового состава сталей в результате ТЦО позволяет судить об универсальности воздействия такой обработки. Используя возможности направленного изменения структуры и свойств металлов и сплавов за счет применения оптимального режима ТЦО можно успешно решать ряд технологических задач: повышение конструктивной прочности материала за счет достижения лучшего сочетания прочностных, вязких и пластических свойств; достижение условий проявления материалом сверхпластичного состояния; регулирования размера зерна и получение сверхмелкозернистого строения материалов, позволяющее получить уникальные физико-механические свойства; стабилизирующая обработка; снижение ликвации и совершенствование структуры и свойств литых изделий и сварных соединений и др.

Известны примеры использования режимов ТЦО в процессах диффузионного насыщения сталей, рассмотренные в работах Ю.М.Лахтина, Л.К.Гордиенко, Е.Осида, сотрудников ВНИИТмаша и др. Однако, в указанных работах отмечены эффективность воздействия режимов ТЦО на интенсификацию процесса насыщения и достижения ряда служебных свойств упрочняемых деталей, но данные по технологическим особенностям процесса и его физической сущности во многом противоречивы и недостаточны. Нет

достаточно ясного объяснения активации процесса насыщения, не выявлено влияние режима ТЦО на кинетику диффузионного насыщения, отсутствуют данные о влиянии режима ТЦО на ряд структурных и физико-механических свойств сталей.

Поэтому представляет как научный, так и практический интерес исследовать возможности использования режимов ТЦО в процессах диффузионного насыщения и упрочнения сталей при ХТЦО. Разработка теории метода ХТЦО, раскрытие закономерностей и физической сущности процессов, характера формирования структуры и свойств упрочненного слоя и всего изделия в целом, позволит расширить технологические возможности процессов поверхностного упрочнения материалов и изделий за счет разработки технологии способов ХТЦО, основанных на управлении процессами воздействия для достижения высокого уровня конструктивной прочности материала и интенсификации процессов диффузионного насыщения. С учетом вышеизложенного были сформулированы задачи исследования.

II. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПРОЦЕССОВ ДИФУЗИИ И ДИФФУЗИОННОГО НАСЫЩЕНИЯ СТАЛЕЙ ПРИ ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКОМ ВОЗДЕЙСТВИИ

Разработаны методика и установки для исследования режимов воздействия на материал и процессы при термоциклической и химико -термоциклической обработке конструкционных сталей.

При анализе полученных результатов исследований установлено, что в зависимости от режима термоциклического воздействия на процесс диффузионного насыщения сталей происходят существенные изменения в кинетике и механизме формирования диффузионного слоя и самого процесса по сравнению с изотермическими условиями насыщения.

Поэтому проведен анализ влияния основных параметров режима ХТЦО (режим и продолжительность процесса насыщения, скоростной режим ТЦО, температурный режим ТЦО) на процесс структурообразования и кинетику роста диффузионного слоя. При этом оценивали режим ТЦО сталей как с полным прохождением диффузионных фазовых превращений, так с частичным или без превращений.

Установлено, что зависимость роста диффузионных слоев от режима и продолжительности насыщения носит параболический характер Ь =

(рис. 1,а), где к - константа, в которую входит коэффициент диффузии. За одинаковое время насыщения (1,0-1,5 часа) толщина слоя термоциклированных сталей в 2,0-2,5 раза больше, чем при изотермических цементации и азотировании, при чем при ТЦО образцы находились в области максимальных температур насыщения в 2 раза меньшее время. Ускорение процесса диффузионного насыщения можно объяснить воздействием фазовых переходов и термодиффузией и особенно заметно на первых 5-10

термоциклах (0,5 - 1,0 часа) когда и формируется, например при цементации слой толщиной 0,8-1,0мм, вместо необходимых 3-5часов при изотермической цементации, дальнейшее термоциклирование замедляет процесс насыщения и зависимость толщины слоя от продолжительности ТЦО принимает практически линейных характер. Все это указывает на зависимость процесса насыщения при ТЦО от структурного строения стали, а также от изменения концентрации углерода по слою. Микроструктурный анализ показывает, что на первых 3-5 термоциклах происходит измельчение зерна стали (до 9-11 балл.), дальнейшее термоциклирование оставляет зернистость стали на одном уровне. Не менее важно и то, что в результате ускоренных фазовых превращений происходит образование избыточных дефектов кристалического строения — по результатам рентгеноструктурного анализа установлено повышение плотности дислокаций и концентрации вакансий до уровня закаленных сталей. Следовательно, образование при ТЦО дополнительных границ раздела (увеличение протяженности межфазной и межзеренной поверхностей) и увеличение плотности дефектов кристаллического строения приводит к интенсификации процесса диффузионного насыщения, особенного в его начальной стадии.

Рис. 1. Зависимость толщины цементованного слоя на стали 20 от продолжительности насыщения г(аг), интенсивности (М) ТЦО (б) и максимальной температуры насыщения 1тах (в): 1, 2, 3— цементация с изотермической выдержкой при 920; 950; 980°С соответственно; 4— 7 — цементация в режиме ТЦО при 650 О 950° С; 4 — скорость нагрева и охлаждения у = 1,5 °С/с; 5,6 - длительность ТЦО т= 0,5 и 1 ч соответственно; 7 — интенсивность ТЦО N =10 цикл/ч, 8 — цементация с изотермической выдержкой 1 ч

Зависимость роста толщины слоя от скоростного режима ТЦО носит сложный характер (рис. 1,6): при увеличении интенсивности ТЦО, т.е. с увеличением числа термоциклов в единицу времени от 1 до 10 термоциклов в час (скорость нагрева и охлаждения 1,0 - 3,0°С/с) приводит к резкому

ускорению роста слоя, достигая максимума при 10-15 термоциклов в час; увеличение интенсивности до 30 - 50 термоциклов в час приводит к снижению роста слоя и зависимость принимает линейный характер, причем наблюдается при различной продолжительности процесса насыщения — за 0,5; 1,0 и 3,0 часа. Сложный характер зависимости объясняется изменениями кинетики фазовых превращений при ускоренных нагревах и охлаждениях. Например, ускоренный нагрев приводит к изменению структурного строения стали, а соответственно, термодиффузионного потенциала системы. Кроме того, происходит изменение плотности (концентрации) дефектов кристаллического строения и степени неравновесности состояния стали, обусловленного процессами образования и релаксации внутренних напряжений, что подтверждают результаты рентгеноструктурного анализа и внутреннего трения.

Влияние максимальной температуры термоцикла на рост диффузионного слоя также имеет сложную зависимость (рис.1,в): при максимальных температурах ТЦО до 850 - 900°С наблюдается уменьшение толщины слоя, в области температур 950 - 1000°С рост слоя наибольший, а при дальнейшем повышение этих температур он замедляется. Сложная зависимость обусловлена двумя основными факторами: характером влияния фазовых превращений и характером влияния предельной растворимости элемента насыщения в различных структурно-фазовых состояниях стали, т.е. активностью углерода, азота или другого элемента в аустените, феррите или двухфазном состоянии. Снижение роста толщины слоя при максимальных температурах ТЦО 800 — 850°С объясняется тем, что насыщаемый материал находился большую часть времени в области межкритического интервала температур для исследованных сталей, а снижение роста слоя при ТЦО выше температур 950 - 1000°С объясняется фактором ослабления влияния фазовых превращений, главным образом, из-за снижения роли границ в общем диффузионном потоке и аннигиляцией дефектов кристаллического строения стали при высоких температурах.

Для анализа процесса формирования структуры диффузионного слоя в условиях непрерывного термоциклического насыщения использовать диаграмму состояния: железо (сталь) - диффундирующий элемент не корректно, поэтому проведена качественная оценка на основе микроструктурного анализа роста диффузионного слоя от цикла к циклу и по данным распределения микротвердости по слою (рис.2). Установлено, что независимо от числа, термоциклов (3, 5, 7 и т.д.) аномальной структуры диффузионного слоя не наблюдается, обычно образующихся при изотермическом режиме насыщения.

400 200

О 0,4 0,8 1,2 А, „м

Рис. 2. Распределение микротвердости по толщине цеменентованного слоя стали 20Х (штриховой горизонтальной линией показана тваердость,соответствующая эффективной толщине слоя):

1 - после цементации при 950 °С 2 ч (без ТЦО); 2 - после цементации в режиме ТЦО при 650 <5- 950°С, N = 5 циклов, т = 1 ч

Для количественной оценки влияния воздействия режима ХТЦО и структурно-фазового состояния стали на процесс диффузии применяли наиболее эффективный метод исследования концентрационных распределений дифундирующего элемента в диффузионном слое — метод радиоактивных изотопов. Для этого экспериментально определяли распределение концентрации изотопа углерода (С14) и изотопа никеля (№63) по диффузионному слою сталей и изучали зависимость этого распределения от времени и температуры при различных режимах насыщения.

Начальные и граничные условия эксперимента по диффузии углерода соответствуют насыщению из постоянного источника и удовлетворяют условиям решения уравнения диффузии по закону Фика. Расчетное значение коэффициентов диффузии определяли по методике П.Л.Грузина.

Начальные и граничные условия эксперимента по диффузии никеля соответствуют диффузии из мгновенного источника, идущую более интенсивно по границам зерен, чем по объему. При этих условиях уравнение диффузии решали по методике Судзуока и графо-аналитическим методом рассчитывали коэффициенты диффузии как по объему и границам зерен, так и только по границам зерен.

По установленным значениям коэффициентов диффузии углерода (Д) (табл. 1.) построена температурная зависимость его для различных структурно-фазовых состояний стали (рис.3.) и графо-аналитическим методом, определены другие параметры (До - предэкспоненциальный множитель и р - энергию активации процесса) диффузии углерода.

Таблица 1

Параметры диффузии углерода в различных структурно-фазовых состояниях стали 20

Состояние Температура ДхЮ-' QcP А

стали отжига, °с см2-с-1 КДж\г- атом см2, с"1

(ккал\г.-атом)

Аустанит (7) 1050 22,2 138,4 ± 2,1 0,065

1000 15,4 (33,1 ±2,1)

950 7,87

900 6,03

Двухфазные 850 6,17 - -

(а+у) 800 7,51

750 7,87 ь

Феррито- 730 8,68 91,1 ±1,0 0,004

перлитное 700 3,47 (21,8 ±1,0)

(а) 650 1,84

600 0,96

Рис.3 Температурная зависимость коэффициента диффузии углерода в различных структурно-фазовых состояниях стали 20 (2) и в армко-железе (1)

Рис.4. Температурная зависимость коэффициента диффузии углерода в стали 20 для изотермического (1) и термоциклического (2 и 3) режимов насыщения: 2 — оценка по Ттах; 3 — оценка по Тср.

Температурная зависимость коэффициента диффузии углерода в различных структурно-фазовых состояниях хорошо подчиняется закону Аррениуса и ее можно представить следующими уравнениями: для аустенитного состояния

Д'с = 0,065 ехр(-

138,4(33,1) ±2,1. ,

-———--)см .с '

ЯТ

для феррито-перлитного состояния

(1)

(2)

Рассчитанные параметры диффузии углерода в стали 20 хорошо согласуются с данными работ П.Л.Грузина, М.А.Криштала, М.Е.Блантера, С.З.Бокштейна и др., что свидетельствует о достаточной точности определения параметров диффузии углерода в аустените и феррито-перлитном состоянии стали, а также о соответствии методики изучения процессов диффузии и расчета ее параметров. При этом данная методика соответствует реальным условиям процесса цементации сталей.

Учитывая, что сталь при термоциклировании через различные интервалы температур находится в различных структурно-фазовых состояниях, необходимо говорить об эффективном коэффициенте диффузии Де углерода и его можно представить в виде:

(3)

где каждое слагаемое представляет зависимый от температуры коэффициент диффузии, определенный в интервале температур, который соответствует данному фазовому состоянию стали. Экспериментально полученное значение Де является средним значением для всего исследуемого интервала температур термоциклирования.

На графике температурной зависимости коэффициента диффузии (рис.4.), значения Де строили как для максимальной температуры термоцикла (точки 2), так и для средней температуры интервала термоциклирования (точки 3). Параметры диффузии углерода при насыщении стали в режиме термоциклирования приведены в табл.2.

Таблица 2

Параметры диффузии углерода в стали 20 в режиме термоциклирования

Схема ТЦО Интервал температур, с0 ДхНГ7, см2 с"1 вср. кДж /г - атом (ккал /г • атом) До, см2 с"1

1 2 3 4 5

1. 600-1000 600-950 600-900 600-850 2,51 2,18 1,78 1,51 50,6± 1,5 (12,1 ±1,5) 2,2 10*

Схема ТЦО Интервал температур, с0 ДеХЮ" см2 с'1 йср кДж/г-атом (ккал /г - атом) До см2 с'1

1 2 3 4 5

2. 600-820 600-780 600-730 1,05 0,76 0,55 68,6±2,2 (16,4+2,2) 6,3 10"4

3. 550-700 900-1000 0,23 1,17

Температурная зависимость Де в условиях термоциклирования (рис.4 точки 2) может быть представлена уравнениями: для интервала температур

для интервала температур Асз > Ттах >Ас] о Ттш < АГ1;

Сравнение температурных зависимостей коэффициентов диффузии показало, что воздействие ТЦО с полным прохождением фазовых превращений приводит к 3-4 кратному ускорению диффузионной подвижности атомов внедрения. Установлено, что эффект ускорения диффузионных процессов при ХТЦО обусловлен воздействием фазовых превращений и наличием мелкозернистого строения стали в течение всего процесса насыщения, а также явлением термодиффузии, обусловленного наличием градиентов температур и внутренних напряжений в стали за счет ускоренных нагревов и охлаждений.

Оценка влияния структурных несовершенств (границ зерен и фаз, вакансий и дислокаций), образующихся в результате ТЦО, проведена на примере изучения процесса диффузии изотопов никеля в стали. Использованная методика (метод Судзуоки), позволяет оценить влияние воздействия ТЦО в процессе диффузионного насыщения сталей на параметры коэффициентов объемной и граничной диффузии элементов насыщения раздельно (табл.3.).

Установлено, что эффективный коэффициент диффузии никеля, учитывающий подвижность атомов по объему и границам зерен при ТЦО в 2,0 - 2,5 раза выше, чем при изотермическом режиме диффузии, а эффект увеличения коэффициента зернограничной диффузии составляет более одного порядка.

Таблица 3

Влияние режима диффузионного отжига стали 20 на значение эффективного и граничного коэффициента диффузии никеля

Режим диффузионного отжига Коэффициент диффузии, учитывающий проникновение никеля

По объему и границам зерна Д» см2 с'1 По границам зерен а ■ Д| см2 с

ТЦО (600о900иС) Изотермический при 900°С 2,27x10-" 9,85х10'13 5,1x10-'° 3,2x10""

- условно принятая величина ширины границы ог=5х10"8 см.

III. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СТАЛЕЙ ПРИ ТЦО

Количественный анализ влияния режима ТЦО, а для сравнения других видов термической обработки (табл.4) на параметры микро- и тонкой структуры сталей (табл.5) показал, что в результате ТЦО, сопровождающейся диффузионными фазовыми превращениями, происходит значительное (до 1012 балла) измельчение зерна и снижение (до 6-7 %) степени анизотропии структуры сталей. Причем, наибольший эффект достигается при ТЦО с нагревом в межкритический интервал температур, что обусловлено кинетикой процессов зарождения и роста новой фазы при фазовых переходах.

Таблица 4

Режимы термической и термоциклической обработки сталей

№ режима Вид обработки Температурный режим, С Длительность обработки, ч Режим нагрева и охлаждения, град/с

1. Отжиг 1100 2,0 Охлаждения с печью

2. Нормализация 900 1,0 Охлаждение на воздухе

3. ТЦО 600 о 800 0,5 (5 циклов) Скорость нагрева и охлаждения 1,5 - 2,0

4. ТЦО 600 о 900 0,5 (5 циклов) Скорость нагрева и охлаждения 1,5 - 2,0

5. Закалка 900 0,1 Охлаждение в воде или масле

Анализ изменения удельной межзеренной поверхности структуры стали от режима и продолжительности ТЦО показал, что измельчение зерна достигается после 4-6 термоциклов, дальнейшее термоциклирование лишь сохраняет развитую межзеренную поверхность стали.

Установлено, что в результате ТЦО происходят и существенные изменения параметров тонкой структуры и физико-механических свойств сталей (табл. 5) Так, рентгеноструктурный анализ показал увеличение степени физического уширения интерференционных линий рентгенограмм термоциклированных сталей, а расчет интегральной плотности дислокаций — ее повышения до уровня закаленных сталей (10й см"2), обусловленное как повышением микроискажений кристаллической решетки, так и образованием мелкоблочной субструктуры.

Электронно-микроскопические исследования и анализ температурного спектра внутреннего трения термоциклированных сталей показали, что изменения тонкой структуры характеризуются увеличением протяженности границ зерен и блоков, межфазных поверхностей и обусловлены образованием и перемещением зернограничных дислокаций. На температурном спектре внутреннего трения наблюдается несколько пиков затухания механических колебаний: при температуре 260 — 330°С наиболее

выраженный пик, который соответствует области начала вязкого скольжения по границам зерен; второй, менее выраженный пик наблюдается при 360 С, который объясняется релаксацией напряжений по границам блоков, причем наиболее полно при ТЦО с нагревом в межкритический интервал температур. Кроме того, этот пик может быть обусловлен перестройкой дислокаций которые образуют пространственную сетку, аналогичную сетке границ зерен.

По результатом рентгеноструктурного анализа, дилатометрических исследований и данных по релаксации напряжений установлено, что в процессе ТЦО происходит образование значительных внутренних напряжений (термических, структурных и за счет фазовой дилатации), которые релаксируют путем микропластической деформации.

При определенном температурно-скоростном режиме ТЦО (скорость нагрева и охлаждения в термоцикле выше 1,0 — 1,5 С/с — для образования внутренних напряжений: температура нагрева выше Асз — для полного снятия внутренних напряжений и разупрочнения стали) эта деформация сводится к локальной межзеренной микропластической деформации при одновременном сохранении размерной стабильности образца.

Кинетический анализ процесса релаксации внутренних напряжений при ТЦО сталей показал, что для них свойственны как более высокая скорость, так и большая степень релаксации напряжений, чем для закаленных или нормализованных, причем наиболее активный характер релаксации наблюдается при 750-800°С, когда релаксирует до 91-96 % напряжений в течении 2-3 минут. Ускорение релаксационных процессов при ТЦО обусловлено повышеным уровнем насыщенности сталей дефектами кристаллического строения и высокой диффузионной подвижностью атомов.

По результатам исследований установлена зависимость физико-механических свойств сталей от величины удельной межзеренной поверхности (рис. 5): с ее увеличением повышается плотность дислокаций и декремент затухания механических колебаний, увеличивается степень физического уширения рентгеновских линий и микроискажений решетки, уменьшается размер блоков. С увеличением удельной межзеренной поверхности стали линейно возрастает ударная вязкость ан = 55 + 0,3668 и повышается придел ее текучести тт = 350 + 0,2198 (МПа) (рис.5,а).

Поскольку свойства низкоуглеродистых и низколегированных сталей (сталь 20 и 20Х) при статическом растяжении определяются, в основном, структурным состоянием феррита, эта связь может свидетельствовать о субструктурном механизме упрочнения. Аналогичные выводы сделаны у И.Н.Кидина при упрочнении фазовым наклепом и у В.С.Ивановой и Л К. Гордиенко при термо-механической обработке сталей. Результаты нашего исследования согласуются с данным выводом (рис. 5): с увеличением удельной межзеренной поверхности повышается плотность дислокаций р и декримент затухания внутреннего трения С}"1 (рис.5,б.), увеличивается физическое уширение рентгеновских линий /? (110) и (220) (рис.5,г.),

Рис. 5. Зависимость физико-механических свойств стали 20Х от величины удельной межзеренной поверхности структуры, полученной после различных режимов термической обработки (табл.5.)

повышаются микроискажения решетки Да/а (напряжения второго рода) и уменьшается размер блоков Д (рис.5,д.) при этом, практически, в два раза снижается энергия активации процесса диффузии Одифф. и релаксации внутренних напряжений <Зрел (рис.5,е.) и в 2-2,5 раза диффузионная восприимчивость стали при насыщении углеродом (рис.5,в.).

Таблица 5

Параметры структуры и физико-механические свойства стали 20Х после различных режимов термической обработки.

Параметры структуры и свойства стали Отжиг Т=1000°С Нормализация Т=900°С Закалка Т=800°С в масло тцо 600 о 800°С ТЦО 600 о 900°С

Межзеренная удельная поверхность, Э мм2/мм3 92 321 - 684 624

Средний диаметр зерна, мкм 215 38 - 9,6 13,6

Степень анизотропии, % 38,6 16 - 6,8 -

Физическое ушире-ние рентген, линий ¡Зх 10-Зрад (110) (220) 1,12 2,41 1,85 3,62 -3,74 6,26 3,10 5,46 2,68 5,09

Размер блоков Д, ■ 10'7м - 3,0 0,6 0,3 0,65

Величина микроискажений Д а/а, • Ю"3 рад - 0,15 2,0 0,85 0,69

Плотность дислокаций р, см'2 0,9 • Ю* 1,02- 10* 0,82- 10й 0,36 • ю'2 0,19- Ю"

Декремент затухания О'1 • 104 18 25 108 156 65

Энергия активации диффузии, кДж/г - атом. - 136 - 50,6 68,6

Энергия активации релаксации, кДж/г. - атом - 142 .И8 88 93

Ударная вязкость а„, Дж/см2 - 180 120 320 305

Глубина диффузного слоя в мм за 1 час 0,45 0,4 - 0,8 0,95

Методом математического планирования эксперимента и регрессионного анализа модели процесса установлен оптимальный режим ТЦО, обеспечивающий максимальное значение ударной вязкости сталей: число термоциклов 6-7; скорость нагрева 2,4-4,0°С/с скорость охлаждения 1,5 — 2,5°С/с и интервал термоциклирования 550 <=> 820°С для исследованных сталей. При этом определяющими факторами являются — число термоциклов и скорость нагрева в термоцикле.

Применяя метод крутого восхождения получены оценки влияния отдельных факторов и их взаимодействий на изучаемый параметр с высокой достоверностью и точностью результатов.

Учитывая, что влияние первого фактора — числа термоциклов стабилизируется на первых 4-6 термоциклах обработки, определяющим фактором оптимизации будет является скоростной режим ТЦО. Однако механизм влияния скоростного режима ТЦО на состояние металла носит сложный характер, т.к. определяется кинетикой фазовых превращений и условиями зарождения и роста зерна стали при укоренных нагревах и охлаждениях. Поэтому предложена модель расчета оптимальной скорости режима ТЦО для достижения благоприятного структурного и напряженного состояния стали, основанная на положениях о протекании двух конкурирующих процессов: накоплении напряжения за счет фазовой дилатации и термического расширения (нагрев) или сжатие (охлаждение) и противоположного процесса — релаксации внутренних напряжений в стали.

Оценка напряженного состояния стали определяется изменением термических напряжений:

<т,=а-Е-АТг (6)

где - коэффициент термического расширения; Е — модуль упругости; Т — перепад температур.

Величину гидростатических напряжений, возникающих за счет фазовой дилатации определяли из видоизмененного уравнения Клапейрона-Клаузиуса:

где р и Д V— тепловой и объемный эффект фазового превращения; То -температура начала фазового превращения.

Переходя к приращениям и поделив (6) и (7) на ДТ получим:

где А<т,/Ати Аат,/Ат - скорости «наростания» термических и гидростатических напряжений, соответственно; - скорость нагрева в

полуцикле.

Суммарные напряжения определяются суммой уравнений (8) и (9):

Для анализа процесса релаксации внутренний напряжений использовали положения кинетической теории фазовых превращений, основанной на одновременном учете двух процессов — образовании зародышей новой фазы и их роста (А.Н.Колмогоров, М.Дж.Авраами, Дж.У.Кристиан). Для процесса релаксации напряжений при нагреве, кривые релаксации описываются уравнением:

о-, =стсехр[-(4г)"} (И)

где сг0 — начальные напряжения; кип — кинетические параметры процесса релаксации, полученные графо-аналитическим методом экстраполяции экспериментальных кривых релаксации; г — время «полной» релаксации напряжений.

Дифференцируя уравнение (11) по времени г , получаем выражение для скорости релаксации напряжений:

Переходя к приращениям (в нашем случае скорость нагрева постоянна) и приравнивая модули уравнений (10) и (12) получаем окончательное выражение для скорости нагрева при ТЦО, обеспечивающей полное снятие образующихся напряжений:

Подставляя известные и экспериментально установленные значения параметров, например для стали 20, в уравнение (13) и решая его, получена величина скорости нагрева ДГ/Дг= 0,78 С/с. Следовательно, для создания и сохранения требуемого уровня внутренних напряжений в стали необходимо, чтобы скорость нагрева и охлаждения в термоцикле превышала это значение. Сравнение экспериментальных результатов по оптимизации скоростного режима при ТЦО с расчетными показало хорошее соответствие. Так рекомендуемая оптимальная скорость нагрева при ТЦО конструкционных сталей 1,0 - 5,0 град/сек, а при диффузионном насыщении этих сталей в режиме ХТЦО — 1,5 - 3,0 град/сек.

Предложенная методика (модель) расчета необходимой скорости нагрева и охлаждения при ТЦО, применима и для решения других технологических задач — например, для случая, когда требуется «глубокая» релаксация остаточных напряжений (сварные соединения) или, напротив, для случая, когда в изделии необходимо сохранить заданный уровень напряжений: требуется только задать степень «опережения» или «отставания» процесса накопления внутренних напряжений от их релаксации.

(12)

/7т ^ *

(13)

IV. МЕХАНИЗМ АКТИВАЦИИ И ОСНОВЫ КИНЕТИЧЕСКОЙ ТЕОРИИ ПРОЦЕССОВ НАСЫЩЕНИЯ ПРИ ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКОМ

ВОЗДЕЙСТВИИ

На основе анализа причин, обеспечивающих эффективное развитие диффузионных процессов при ХТЦО, предложен механизм активации этих процессов. Установлено, что основной причиной, обеспечивающей эффективное развитие диффузионных процессов при ТЦО является создание поля значительных внутренних напряжений в насыщаемом металле, обусловленных:

1) достижением и сохранением в течение всего процесса диффузионного насыщения мелкозернистого строения стали (развитой межзеренной и межфазной поверхности);

2) существенным пересыщением металла дефектами кристаллического строения (границами зерен и субзерен, дислокациями и вакансиями);

3) неоднородным полем температур по сечению изделий (за счет циклических нагревов и охлаждений);

4) неоднородным полем внутренних напряжений (за счет многократно повторяющихся фазовых превращений).

Механизм активации процесса насыщения поверхностного слоя стали элементами на разных стадиях обработки, по нашему представлению, выглядит следующим образом. В начальной стадии процесса формируется мелкозернистое строение стали с повышенной плотностью дефектов кристаллического строения. Одновременно, в результате активирующего влияния температур, фазовых превращений и внутренних напряжений происходит образование активных центров (объемов) т.е. упругих искажений вокруг дефектов кристаллов в поверхностном слое изделия. На последующей стадии насыщения, в результате воздействия ТЦО, фазовые и структурные превращения создают условия для образования концентрационных и химических неоднородностей за счет перераспределения компонентов стали и различной растворимости элементов в и -фазах, что приводит к дополнительному образованию полей упругих напряжений. Появление таких полей и их взаимодействие с атомами элементов насыщения, а также наличие развитой межзереной, субзереной и межфазной поверхностей в конечном итоге обеспечивают аномальную скорость диффузии последних. Следовательно, в условиях ХТЦО происходит постоянное образование активных центров (объемов), за счет возникающих потоков неравновесных вакансий, движения дислокаций и образования поверхностей раздела, что изменяет кинетику диффузии и приводит к аномальному течению процесса насыщения. С другой стороны, изменение состояния насыщаемого металла создает высокую подвижность атомов и разупорядочность в строении стали, а это облегчает процесс формирования диффузионного слоя при насыщении.

Предложенный механизм активации диффузионных процессов адекватно объясняет и установленные закономерности кинетики

формирования и роста диффузионного слоя в зависимости от режима термоциклического воздействия (раздел 2) в процессе насыщения. И одновременно не противоречит основным положениям, высказанным в гипотезах И.Н. Кидина (гипотеза зародышевого насыщения при ускоренных нагревах) и К.А. Осипова (гипотеза термически активизируемых процессов в материалах с предельной термодинамической неустойчивостью), а также положениям об особо активированном состоянии материалов, проявляющих эффект сверхпластичности при фазовых превращениях (А.С. Тихонов, М.Х. Шоршоров).

Совокупность полученных экспериментальных данных (разделы 2 и 3) и предложенный механизм активации позволяют сформулировать основные закономерности проявления эффекта активации процесса диффузионного насыщения сталей при термоциклическом воздействии и дают возможность обсудить вопросы теории и практического приложения этого явления в конкретных технологических решениях.

Наиболее рациональным способом обсуждения результатов диффузионных опытов является сочетание термодинамического анализа с рассмотрением кинетических факторов диффузионного перемещения атомов, связанных со структурным строением материала.

Общее феноменологическое описание процессов диффузионного переноса с использованием положений термодинамики необратимых процессов (наиболее точным следует считать подход, предложенный Онзагером), позволяет построить общую схему, включающую многокомпонентные системы, перемещение неравновесных дефектов, диффузию в поле сил, диффузию при наличии иных градиентов, кроме градиента концентрации и т.п. Столь общий подход создает основу для анализа границ применимости существующих описаний (например, уравнений Фика, Даркена, Аррениуса и др.)

Согласно предложенного подхода, скорость диффузионного перемещения вещества в твердых телах при ТЦО определяют: градиент концентрации (градиент химического потенциала), градиент температур (как по телу образца от поверхности в глубь, так и от изменения термоцикла обработки), градиент напряжений, включающий влияние дефектов кристаллического строения и фазовых превращений. Совокупность этих взаимосвязанных и взаимообусловлиющих факторов рассмотрена в математической модели процесса, которая дает возможность при теоретическом расчете проводить анализ распределения насыщаемого элемента в диффузионной зоне после ХТЦО. Плотность диффузионного потока в этом случае выражается уравнением

где По = ~; Р — напряжения (давление); к — постоянная Больцмана; Т — температура; Д — коэффициент диффузии, равный плотности

диффузионного потока при наличии только градиента концентрации С, равного —; ктД — коэффициент термодиффузии (численно равен ] при УС =

у р = о, = —); крД — коэффициент бародиффузии (численно равен ] при

Из уравнения (14) следует, что плотность диффузионного потока прямо пропорциональна градиенту концентрации С, градиенту температуры Т (зависящему от скорости нагрева и охлаждения в термоцикле) и градиенту гидростатического давления, являющегося суммарным результатом взаимодействия всех напряжений, возникающих при циклическом изменении температуры, в том числе напряжений вызванных фазовой дилатацией и напряжений, являющихся следствием изменения энергии взаимодействия атомов при наличии примесей, дефектов кристаллической решетки и флуктуации химического состава.

Кроме термодинамических условий взаимодействия диффундирующего элемента с металлом вступают в силу кинетические закономерности, определяющие скорость процесса диффузионного насыщения. Изучение кинетических закономерностей сводится к экспериментальному определению параметров процесса диффузии.

Решение зависимости (14) представляет сложную задачу теоретического предсказания распределения насыщаемого элемента по диффузионному слою, поэтому можно упростить задачу, например, исключив учет напряжений, возникающих за счет образования и перераспределения дефектов кристаллического строения или без учета фазовых превращений.

Так, при условии, что температура на поверхности стали изменяется по закону косинуса (г - время, х — координата)

Г = Г, • соз(<ит - Е) + Г0, (15)

а коэффициент диффузии зависит от температуры по закону Аррениуса

уравнение диффузии, определяющее концентрацию насыщаемого элемента при граничных условиях диффузии 1го рода, имеет вид

— = Д 2 ¿г м сЬс

Л тт д ОТ с

* кТ (к

(17)

Решение уравнения (17) при переменной температуре и коэффициенте диффузии получали численным методом (расчет на ЭВМ для различных

значений параметров

Задачу учета влияния фазовых превращений при диффузии в различных структурно-фазовых состояниях стали при ХТЦО можно решить следующим

образом. Экспериментально определив концентрацию диффундирующего вещества (С) по координате (X) и полагая условия зависимости температуры от времени и координаты по (15), коэффициента диффузии от температуры по (16) и приняв энергию активации процесса (в зависимости от фазового состояния стали, значение эффективного коэффициента диффузии расчитывается по уравнению

задавая а и р - параметры изменения значений До и р в зависимости от фазового состояния, 1 — номер фазы.

Зависимость коэффициента диффузии от концентрации вакансий и зависимость глубины проникновения диффундирующего вещества от интенсивности источников вакансий и их стоков определяется следующим образом. Учитывая, что диффузия в большинстве металлов проходит по вакансионному механизму и при этом

Д = к (1 +г) (19)

где г - концентрация вакансий, к — коэффициент пропорциональности. При фазовых превращениях происходит образование вакансий и кинетика их образования описывается уравнением

^ = (20)

где - кинетический коэффициент процесса аннигиляции вакансий, - тоже для их образования, Ь — интенсивность образования вакансий. С учетом диффузии вакансий, получено уравнение для их распределения:

(21)

где - переменная величина, зависящая от , х, и других параметров, которые определены из уравнения (21). Расчеты на ЭВМ показали, что значение Дв в данном случае значительно увеличивается.

В общем случае, активацию процесса поверхностного насыщения металла при ХТЦО представляем в виде:

1) образование активной насыщающей среды (в данной работе этот аспект не рассматривается);

2) обеспечение активированного состояния насыщаемого металла (активация материала);

3) интенсификация диффузионных процессов (активация процесса диффузии насыщаемого элемента).

При этом длительность всего процесса насыщения ( ) будет составлять , где, соответственно:

- длительность активации насыщающей среды;

- длительность активации состояния материала;

-длительность диффузионного насыщения (формирование требуемой глубины слоя).

Если рассматривать интенсификацию процесса насыщения с позиции обеспечения активированного состояния материала, то длительность обработки (активация контактных поверхностей) удовлетворительно описывается выражением

С=^"'ехрфехр(-<*г) (22)

где V - частотный множитель; к - постоянная Больцмана; Т - температура; а -коэффициент; - напряжения; - энергия активации самодиффузии в рассматриваемом материале.

Из анализа уравнения (22) следует, что длительность активации материала существенно снижается под влиянием режима термоциклического воздействия, т. к. снижение энергии активации самодиффузии железа при термоциклировании (А.С. Тихонов, Земский СВ.) в два раза (за счёт более высокой плотности дислокаций и концентрации вакансий и очень развитой межфазной поверхности) приводит к снижению в 7,5 раз (если неизменны параметры и ).

Основной же выигрыш от использования термоциклического воздействия в процессе насыщения получен на стадии развития диффузионных процессов. Согласно современным представлениям по теории кинетики диффузионных процессов в металлах, длительность этой стадии определяется (схематично) в следующем виде

(23)

где к - константа для данной системы;

А -число активных центров взаимодействия на 1см2 или активационного объёма в 1см3;

эффективный коэффициент диффузии для данной системы;

энергия активации диффузии элементов насыщения для данной системы.

Активными центрами (активационным объёмом) могут быть не только места выхода дислокаций, но и границы зёрен (фаз) и субструктурных элементов, а диффузионная подвижность атомов в таком состоянии определяется не только диффузией вдоль дислокаций, но и диффузией по межфазным и межзёренным поверхностям.

Экспериментальным подтверждением теоретического анализа уравнения (23) служат результаты наших опытов (табл. 6) по определению эффективного коэффициента диффузии ( ) углерода при различных режимах насыщения сталей, с учётом структурного состояния материала ( - удельная межфазная поверхность, р- плотность дислокаций) и

изменений энергии активации W и активационного объёма Уа рассматриваемой системы.

Таблица 6

Изменение параметров диффузии углерода и структурного состояния материала (стали 20) от режима насыщения. ___

№ Режим насыщения А>фф ' х108см2/с W , кДж/г-атом см3 мм2/м м3 Р, см'2

1 Изотермический при Т=940°С 7,87 138,4±2,1 550-850 320 1,02-10"

2 ХТЦО в интервале 600 -950°С 21,8 50,6+1,9 624 1,9 10"

3 ХТЦО в интервале 600 -850°С 10,5 68,6 ±2,2 1150-1450 684 3,6-10"

4 ХТЦО в интервале 800 -950°С 11,7 417

5 ХТЦО в интервале 550 -700°С 2,3 295

Результаты получены для сталей 20 и 20Х предварительно подвергнутых нормализации (режим 1) и термоциклированию (режим 3).

Анализ результатов (табл. 6) показал, что плотность дислокаций, с учетом зернограничных дислокаций, в термоциклируемых сталях в 2-3 раза выше, чем в нормализованном состоянии, а протяженность межфазных поверхностей в 2 раза выше, чем для изотермического режима насыщения. Это способствует существенному увеличению параметров А и Взфф в

уравнении (23) и резкому снижению продолжительности процесса диффузионного насыщения. Так, увеличение числа активных центров (активационного объема) в 1,5-2,0 раза (табл. 6), а эффективного коэффициента диффузии в 3-4 раза (табл. 6) приводит к снижению

продолжительности процесса диффузионного насыщения, например, при цементации и нитроцементации в 5-6 раз, а при азотировании и никелировании стали - на порядок.

Таким образом, теоретически предсказано и экпериментально установлено, что в результате термоциклического воздействия процессы диффузионного насыщения стали при ХТЦО осуществляются за значительно меньшее (в 5-6 раз) время , чем при изотермическом режиме. Установлено, что преимущества, которые обеспечивает использование режима

термоциклического воздействия, обусловлены достижением весьма активированного состояния насыщаемого материала в течении всего процесса насыщения. Дополнительная активация (помимо термической) термоциклируемого материала, связана с фазовыми превращениями и его пересыщением дефектами кристаллического строения типа границ зёрен, фаз и субзёрен, дислокаций, вакансией т.п., что приводит к увеличению активационного объёма и снижению энергии активации процесса насыщения.

Для оценки интенсивности процесса диффизионного насыщения при ХТЦО провели теоретическое описание кинетики этого процесса, с анализом энергетических характеристик.

Зависимость (рис. 1а) роста толщины диффизионного слоя (Ьн) от режима насыщения характеризуются кинетическими кривыми Ьн - 1н, (Ьн = А фЦ , где А - константа, в которую входит коэффициент диффузии) и могут быть описаны экспоненциальной функцией:

где 1н - длительность насыщения, с;

^ - величина, зависящая от режима насыщения и характеризующая структурное состояние материала, с; Я - газовая постоянная; Т - температура;

- энергия активации процесса при изотермическом режиме насыщения, зависящая от типа кристаллической решетки и композиции сплава, кал/г-моль;

'Ща) - энергия активации процесса, обусловленная воздействием термоциклического режима насыщения. Величину "^с) можно представить как где — постоянная, имеющая размерность энергии активации,

отнесённой к единице напряжения, кал • мм2 / г-моль • кг; ст - напряжения, обусловленные температурным и структурно-фазовым состоянием материала, кг/мм2.

Значение оценивается путем экстраполяции прямых участков зависимостей логарифма длительности насыщения от обратной температуры (!§ _ 1|Т) до оси ординат (рис. 7). Эти зависимости образуют веер прямых линий с полюсом на оси ординат, соответствующих значению

На рис. 7 кривые насыщения стали 20 пересекают ось ординат не в одной точке, положение которой зависит от напряженного состояния материала, что свидетельствует о зависимости параметра ^ в уравнении (24) от возникающих внутренних напряжений в термоциклируемом материале.

Следовательно, в уравнении (24) величина ^ должна оцениваться с учётом структурного и напряжённого состояния материала, например, зависимостью, предложенной М.Х. Шоршоровым:

= 'I ехр уа, (25)

где - постоянная, характеризующая структурное состояние материала;

- постоянная, имеющая размерность обратной размерности напряжения, мм /кг;

внутренние напряжения, обусловленные режимом термоциклирования.

И,

4 а /а

Л', а /туг

Рис. 6 Зависимость толщины цементованного слоя стали 20 от величины структурного зерна (величины межфазной поверхности) за время насыщения: 0,5 часа; 1 час; 2 часа; 3 часа.

Рис 7. Температурные зависимости логарифма длительности цементации для образцов стали 20 в условиях насыщения при получении различной толщины диффузионного слоя-I - изотермический режим при Т = 920, 950, 980° С и 2 - термоциклический режим 650«->950° С.

В нашем случае изменения ^ при расчёте значений энергии активации учитываются изменением угла наклона (в) кривых насыщения (рис. 7). После подстановки значений ^ в уравнение (24) рассчитываем энергию активации процесса насыщения. Значения ^ и для изотермического режима насыщения и и для термоциклического режима рассчитаны

экстраполяцией опытных данных. Снижение энергии активации процесса насыщения от значений 120 (при изотермическом насыщении) КДж/г-атом до 50-60 КДж/г-атом при термоциклировании, т.е. практически в два раза, свидетельствует о характере напряженного (активированного) состояния материала в процессе термоциклического насыщения.

Это объясняется тем, что энергия активации процесса насыщения при термоциклическом воздействии представляет собой разность энергий

термической возникающей при изотермической выдержке и

«механической» (ос), обусловленной напряженным состоянием материала, \Уэфф-'№о-а>0. (26)

Учитывая, что при термоциклическом воздействии в материале постоянно изменяется температура и многократно протекают структурно-фазовые превращения, значение в уравнении (26) представлено как:

<00 = (0 (От + Ог + Ос), где - величина, учитывающая влияние градиента температур на

изменение энергии;

- величина, учитывающая влияние градиента гидростатического давления (фазового превращения) на изменение энергии;

- величина, учитывающая влияние градиента структурных изменений (дефектов кристаллического строения) на изменение энергии.

Применение уравнения (24) для анализа энергетических характеристик насыщения сталей, когда они подвергаются воздействию термоциклирования в интервале температур фазовых превращений (27) или без них (271), будет иметь вид:

а для описания кинетики процесса насыщения с учётом зависимости Ин = и - эффективная энергия активации процесса насыщения при термоциклическом воздействии:_

Г IV

Ь„/А=^0ехР(-^-) (28) и с учётом зависимости (25):

где значения и определяются и оцениваются по методике,

изложенной в разделе 3.

Предложенная методика оценки энергетических характеристик процесса (24)-(28) стала основой теоретического описания кинетики диффузионного насыщения сталей в режиме термоциклического воздействия на материал путём анализа семейства экспериментальных кинетических кривых насыщения (^ ^ - 1/Т), полученных при любом воздействующем факторе: температурный режим; степень фазового превращения или без него; уровень несовершенств кристаллического строения (межфазные и субструктурные границы, дислокации, вакансии и др.).

V. ОСНОВЫ ТЕХНОЛОГИИ ПРОЦЕССОВ ХТЦО СТАЛЕЙ И ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ МЕТОДА

Комплексное решение задач интенсификации процессов диффузионного насыщения и повышения конструктивной прочности стальных изделий обеспечивается за счет использования в технологии упрочнения режимов ТЦО через интервал температур диффузионных фазовых превращений в стали. Приведено обоснование выбора технологических вариантов использования операций ТЦО в едином технологическом процессе поверхностного упрочнения изделий: предварительная ТЦО (для получения исходной мелкозернистой структуры стали), ТЦО в процессе насыщения (для интенсификации диффузионных процессов) и окончательное ТЦО (для достижения требуемого комплекса физико-механических и служебных свойств).

Наиболее эффективной технологической схемой ХТЦО сталей является сочетание указанных операций в едином процессе, осуществляемых путем изменения параметров процесса ТЦО на каждой стадии обработки.

Установлены оптимальные параметры режима ХТЦО сталей для каждой стадии процесса упрочнения и различных видов насыщения:

— предварительная ТЦО в интервале температур 550<=>800°С при скоростях нагрева и охлаждения 2-3 град/с и числе термоциклов 4-6;

— ТЦО в процессе цементации в интервале температур 550 950°С при скоростях нагрева и охлаждения 2-3 град/с и числе термоциклов в зависимости от требуемой глубины слоя;

— ТЦО в процессе нитроцементации в интервале температур на первой стадии 550<=>950°С на второй 550 800°С и аналогичным цементации скоростным режимом;

— ТЦО в процессе низкотемпературного азотирования в интервале температур 300 <=> 600° С и аналогичным цементации скоростным режимом;

— ТЦО в процессе борирования в интервале температур 600 <=> 950 -1050°С (в зависимости от технологического метода) и аналогичным скоростным режимом;

— окончательное ТЦО по режиму предварительной ТЦО;

— закалка непосредственно с нагрева ТЦО.

Например, оценка конструктивной прочности цементованных сталей в зависимости от технологической схемы и режима насыщения при ХТЦО и данные по продолжительности обработки представлены в таблице 7. Результаты испытаний механических и эксплуатационных свойств упрочненных сталей показывают, что применение ХТЦО по сравнению с изотермическим режимом насыщения обеспечивает повышение ударной вязкости на 75-100 %, износостойкости в 1,5-1,6 раза, усталостной прочности в 1,4-1,5 раза, снижение коробления изделия на 50 % при высоком уровне прочностных свойств.

Таблица 7

Механические и служебные свойства сталей 20 и 20Х после различных

вариантов ХТО

Схемы и режимы обработки* а МПа т. МПа 8,% а„, Дж/см' НЯС.ед 1, МПа Изьос", мм' Длительность обработки, час

Изотерм цементация (Т=950°С) + закалка (Т=800°С) 480 630 200 400 20 20 55 50 140 160 58-59 520 0,78 8,0

Изотерм цементация (Т=950°С) + ТЦО (600 о 800°С) + закалка (Т=800°С) 420 645 ш. 420 22 25 65 60 225 275 60-61 - 0,66 8,5

ХТЦО - (600 О 950°С) + закалка (Т=800°С) 480 640 220 430 И 25 65 60 265 285 60-61 0,52 1,5

ТЦО - (600 о 800°С) + ХПДО (600о 950°С) + ТЦО (600 с 800°С) + закалка <Т=800°С) ¿10 650 250 450 22 25 65 60 200 320 61-62 680 0,45 2,0

В числители для стали 20, в знаменателе - 20Х. * Во все вариантах производится отпуск Т = 200°С, г = 2 ч. ** Испытание на износ при длительности 20 мин.

Повышение надежности и долговечности изделий в результате ХТЦО обусловлено получением мелкозернистой структуры стали как в сердцевине, так и в поверхностном слое изделия и отсутствием дефектов структуры (цементитной сетки, остаточного аустенита и др.) слоя, имеющих место при изотермической ХТО.

По результатам исследований и опытно-промышленного опробования новой технологии ХТЦО проведено технико-экономическое обоснование эффективности внедрения ее в производство. Ожидаемый экономический эффект от внедрения результатов работы на МПО им. САЛавочкина составляет 109,4 тыс, руб. в год. Кроме того, на двух других заводах принято решение о целесообразности с целью не только

^БИБЛИОТЕКА | С.П«ербург

о» •*»

*

сократить продолжительность процесса упрочнения, но и для замены легированных сталей более дешевыми конструкционными. Совокупный ожидаемый экономический эффект от использования технологии ХТЦО и замены материала составит более 500 тыс. руб. в год, в ценах 2000 года.

Преимущества и эффективность технологии метода ХТЦО стальных изделий по сравнению с изотермическими режимами нанесения диффузионных покрытий очевидны, однако не исчерпывают возможностей дальнейшего совершенствования процессов поверхностного упрочнения. Не изучены возможности сочетания технологии ХТЦО с «вакуумной» и «ионной» технологиями, с циркуляционным методом получения диффузионных покрытий. Можно ожидать, что насыщение в активизированных газовых средах в сочетании с технологией ХТЦО, обеспечивающей активированное состояние материала в процессе насыщения, повысит эффективность обработки, в частности, с экологической точки зрения.

Экспериментально установлена возможность применения метода ХТЦО и для азотирования мартенситно-стареющих сталей. С целью повышения износостойкости и усталостной прочности детали из сталей Н18К9М5Т и Н18К12М2ТЮ (до ^ 850-900 и 1050-1100 соответственно, при диффузионном слое толщиной 0,2-0,25мм) по традиционной технологии подвергают азотированию при 460-520°С в течение 20-40 часов. Использование низкотемпературного термоциклирования (300 6ОО°С) в процессе совмещенного азотирования и старения этих сталей показало, что предложенная технология ХТЦО и старения практически на порядок сокращает продолжительность этих процессов при сохранении высокой конструкционной прочности материала.

Внедрение метода ХТЦО в промышленности сдерживает ряд технологических трудностей: необходимость регламентированных (скоростных) циклических нагревов и охлаждений делает процесс обработки на традиционном оборудовании относительно трудоемким и экологически невыгодным. Однако расчеты и анализ роторных технологий показали, что данная задача решается путем проведения ХТЦО на автоматической роторно-конвейерной линии. Применение цикловых приемопередающих механизмов и роторов нагрева и охлаждения позволяет основные технологические и вспомогательные операции выполнять без участия человека, т.е. полностью автоматизировать процессы ХТЦО. Особенностью такой технологии будет совмещение транспортных и технологических функций, когда регламентированный поток деталей с требуемой скоростью проходит все операции, что не только делает процесс экологически чистым, но и повышает качество обрабатываемых изделий.

Таким образом, разработаны технологические процессы диффузионного насыщения стали при химико-термическом упрочнении и теоретические основы анализа кинетики этих процессов при термоциклическом воздействии на материал. Существенная интенсификация

процесса насыщения и обеспечение высокого уровня механических и служебных свойств упрочняемых сталей подтверждают эффективность разработанной технологии. Результаты теоретических и экспериментальных исследований, аспекты дальнейших исследований и разработанные технологические способы этого эффективного метода управляемого воздействия на кинетику процессов диффузионного насыщения, структуру и свойства упрочняемых материалов не только помогут в ускорении внедрения метода ХТЦО в промышленности, но и будут способствовать более детальному и комплексному изучению этой прогрессивной технологии.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. На основании систематического исследования закономерностей кинетики роста диффузионного слоя установлена принципиальная возможность интенсификации процессов диффузионного насыщения сталей при термоциклическом воздействии в интервале температур полиморфных превращений или без них:

- при цементации конструкционных сталей (20, 20Х, 20ХН и др.)в интервале температур 600 950°С за равное время насыщения толщина цементованного слоя при ХТЦО в 2,0 - 2,5 раза больше, чем при изотермическом режиме, установлено отсутствие дефектов слоя (цементитной сетки, структурно свободного феррита), имеющих место при изотермической цементации;

- при азотировании конструкционных сталей (40Х, 20ХНЗА и др.) в интервале температур 300 600 С для достижения толщины слоя 0,35 - 0,45 мм продолжительность диффузионного насыщения при ХТЦО в 8-10 раз меньше, чем при изотермическом азотировании, установлено практическое отсутствие хрупкой составляющей е - фазы и нитридной сетки по границам зерен;

- при борировании конструкционных сталей (45,40Х и др) в интервале температур 600 900°С для достижения оптимальной толщины слоя необходимо в 1,5-2,0 раза меньше время насыщения, установлено уменьшение игольчатости боридов, зернистое строение подслоя, повышение доли фазы Ре2Б в дисперсном виде в составе слоя.

2. Установлены закономерности формирования структуры диффузионного слоя при насыщении стали углеродом и азотом в зависимости от параметров режима ХТЦО. Анализ изменений кинетики и механизма формирования диффузионного слоя показал, что эти зависимости имеют сложный характер и обусловлены комплексным влиянием внешних (режим, продолжительность и температурно - скоростные параметры режима ХТЦО) и внутренних (кинетики фазовых превращений в металле, изменений структурно-фазового состояния и тонкой структуры, образования и релаксации внутренних напряжений) факторов воздействия.

3. Методом радиоактивных изотопов установлены концентрационные распределения углерода (С14) и никеля (№63) по толщине диффузионных слоев сталей. Расчет параметров диффузии углерода и никеля и анализ их температурных зависимостей для различных структурно - фазовых состояний стали и различных режимов ХТЦО позволили установить, что эффективный коэффициент диффузии углерода в стали 20 составляет (1,75-2,5) 10-7 см2/с при ХТЦО, что в 3-4 раза выше, чем при изотермической цементации сталей в аустените, а эффективный коэффициент диффузии никеля по объему и границам зерен при ХТЦО в 2,0-2,5 раза выше чем при изотермической диффузии, а увеличение зернограничной диффузии - более чем на порядок. Предложена методика определения эффективного коэффициента диффузии элементов при термоциклическом режиме насыщения.

4. Установлены основные причины, обеспечивающие эффективное развитие диффузионных процессов в режиме ХТЦО - это его воздействие на структуру и физико - механические свойств сталей: измельчение зерна (до 10-12 балл) и снижение (до 6-7%) степени анизотропии структуры стали, повышение плотности дислокаций до 101 см -2, обусловленное как увеличением микроискажений решетки, так и образованием мелкоблочной субструктуры, а анализ пиков спектра внутреннего трения показал, что это связано с увеличением протяженности границ зерен, блоков и межфазных поверхностей.

5. Установлено, что при термоциклическом воздействии в сталях образуются внутренние (структурные, фазовые и температурные) напряжения, релаксация которых приводит к локальной межзеренной микропластической деформации при одновременном сохранении стабильности размеров образцов и деталей. Установлено, что для термоциклированных сталей свойственны более высокая скорость и большая степень релаксации напряжений, чем для закаленных и нормализованных: наиболее активный характер релаксации напряжений наблюдается при 750 -800°С, когда релаксирует до 91-96% напряжений в течении 2-3 минут.

6. С использованием математических методов планирования экспериментов и поиска экстремума функции разработана модель процесса термоциклического воздействия на свойства сталей, адекватно определяющая оптимальные параметры режима воздействия. Разработана модель расчета ТЦО скоростного режима для решения различных технологических задач, основанная на положениях о протекании двух конкурирующих процессов: образования и релаксации внутренних напряжений в стали. Расчет показал, что полное снятие накапливаемых при ТЦО внутренних напряжений происходит при скоростях нагрева и охлаждения ниже 0,78 град./с, что хорошо согласуется с экспериментальными результатами: скоростной режим нагровов и охлаждений при диффузионном насыщении 1,0-3,0 град./с.

7. Установлены закономерности влияния режима термоциклического воздействия на структуру и физико - механические свойства сталей и получены зависимости, которые описывают связь между параметрами

структуры (удельная межфазная поверхность) и свойствами сталей. По сравнению с нормализацией и термическим улучшением, ТЦО повышает на 10-15% предел текучести и пластические характеристики сталей и на 75-100% их ударную вязкость при одновременном сохранении высоких характеристик прочности.

8. На основе анализа причин интенсификации диффузионных процессов ХТЦО, предложен механизм активации этих процессов, основную роль в котором играет активационный объем, характеризующий изменение дисперсности структуры и определяющий взаимодействие с атомами элементов насыщения. Активационный объем весьма существенно зависит от развитой межзеренной, субзеренной, межфазной поверхностей, в итоге чего обеспечивается аномально высокая скорость диффузии последних.

9. На основе анализа и положений термодинамики необратимых процессов и экспериментальных данных сформулирована теоретическая концепция описания процесса диффузионного переноса вещества в твердых телах в условиях полиморфных превращений при термоциклировании (сочетание термодинамического анализа с рассмотрением кинетических факторов диффузионного перемещения атомов), связанных с изменением структурного состояния материала. Разработана методика описания кинетики процесса диффузионного насыщения при термоциклическом воздействии на материал, основанная на анализе энергетических характеристик (энергии активации и активационного объема) процесса насыщения.

10. Разработана эффективная технология метода ХТЦО сталей, включающая операции термоциклического воздействия и диффузионного насыщения в едином процессе. Оптимальными режимами операций являются: предварительная ТЦО в интервале температур на 30-50°С выше АС1 и ниже Ап , скорости нагрева и охлаждения 2-5°С/с и числе термоциклов 3-5; диффузионное насыщение углеродом в интервале на 80-100°С выше АС1, азотом на 50-70°С выше Д, , и на 30-50°С ниже Ал, при скорости нагрева и

охлаждения 1,5-3,0°С/с и числе термоциклов в зависимости от требуемой толщины диффузионного слоя; окончательная ТЦО по режиму аналогично предварительной. Низкотемпературное азотирование в интервале температур 300 о 600°С и скоростном режиме термоциклироваания 1,0-3,0°С/с.

11. Применение разработанных способов ХТЦО, защищенных авторскими свидетельствами на изобретение № 907075 - способ цементации и нитроцементации сталей и № 1453179 - способ азотирования сталей по сравнению с изотермическими режимами ХТО приводит к сокращению продолжительности процесса диффузионного насыщения в 3-4 раза, всего процесса упрочнения в 8-10 раз и обеспечивает повышение ударной вязкости на75-100%, износостойкости в 1,5-1,6 раза, усталостной прочности в 1,4-1,5 раза, снижение коробления изделий на 50% при одновременном сохранении высоких характеристик прочности. Ожидаемый экономический эффект от

внедрения разработанной технологии ХТЦО составил свыше 500 тыс. руб. в год в ценах 2000 года при мелкосерийном и опытном производстве.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ ОПУБЛИКОВАНО В СЛЕДУЮЩИХ РАБОТАХ:

1. Гапонов Ю.Н., Гроховский B.C., Забелин С.Ф. К вопросу выбора режимов термоциклической обработки конструкционных сталей //Труды института. - Чита: ЧитПИ, 1980. - С. 56-58.

2. Забелин С.Ф., Земский СВ., Тихонов А.С. Влияние многократных фазовых превращений на параметры диффузии элементов насыщения при ХТО сталей. //Термоциклическая обработка деталей машин. — Волгоград: ВНИИТМаш, 1981. - С. 107-113.

3' Забелин С.Ф., Тихонов А.С, Белов В.В. Интенсификация процессов ХТО сталей при неизотермическом режиме насыщения //Термоциклическая обработка деталей машин. - Волгоград: ВНИИТМаш, 1981. - С. 102-106.

4. Земский СВ., Забелин С.Ф., Тихонов А.С Расчет диффузионного проникновения при циклическом изменении температуры // Термоциклическая обработка деталей машин. - Волгоград: ВНИИТМаш, 1981.-С89-90.

5. Забелин С.Ф., Тихонов А.С, Белов В.В. Термоциклическая обработка сталей с использованием эффекта сверхпластичности //Сверхпластичность металлов. -М.:МИСиС, 1981. - С124-126.

6. Забелин С.Ф., Тихонов А.С, Белов В.В. Повышение конструктивной прочности цементованных деталей термоциклической обработкой //Пути повышения конструктивной прочности металлов и сплавов. -М.:ВСНТОМашПром, 1982. - С.195-198.

7. Забелин С.Ф., Тихонов А.С, Земский СВ. Диффузия при термоциклической обработке сталей // Физика и химия обработки материалов. -1982. - №6. - С. 115-120.

8. Забелин С.Ф., Тихонов А.С Разработка принципиальных основ интенсификации процессов ХТО сталей в условиях термоциклирования // Термоциклическая обработка металлических изделий. - Л.:Наука, 1982. -С.96-100.

9. Земский СВ., Забелин С.Ф., Тихонов А.С. Некоторые вопросы теории диффузии при ТЦО //Термоциклическая обработка металлических изделий. - Л.:Наука, 1982. - С22-23.

10. Сидоров Б.П., Тихонов А.С, Забелин С.Ф. Применение ТЦО для перевода металлических материалов в сверхпластичное состояние //Термоциклическая обработка металлических изделий. - Л.:Наука, 1982. -С.36-38.

11. Сидоров Б.П., Тихонов А.С, Забелин С.Ф. Использование предварительной ТЦО для штамповки сталей и алюминиевых сплавов в

условиях сверхпластичности //Кузнечно-штамповочное производство. - 1983. -№1.-С.22-23.

12. Забелин С.Ф., Тихонов А.С., Белов В.В. и др. Способ обработки стальных деталей. А.С. № 907075. С21Д1/78. -1982. - Б.И. № 7.

13. Забелин С.Ф. Исследование и разработка процессов химико -термической обработки конструкционных сталей с использованием режимов термоциклирования: Автореферат диссертации кандидата технических наук. - М.: Московский авиационный технологический институт им. К.Э. Циолковского, 1984. - 21с.

14. Тихонов А.С, Белов В.В., Забелин С.Ф. и др. Термоциклическая обработка сталей, сплавов и композиционных материалов. - М.: Наука, 1984. -186с.

15. Забелин С.Ф., Белов В.В. Влияние термоциклической обработки на структуру и физико-механические свойства конструкционных сталей // Повышение качества, надёжности и долговечности изделий из сталей и сплавов. - Л.: ЛДНТП, 1984. - С. 74-77.

16. Забелин С.Ф., Гроховский B.C. Особенности влияния режима ТЦО на формирование сверхпластичного состояния сталей //Сверхпластичность металлов. - Тула: ТулПи, 1986. - С.72-74.

17. Забелин С.Ф., Гроховский B.C. Способы термоциклической обработки сварных соединений. Информ. Лист №74-86 Читинского межотрасл. территор. ЦНТИиП, Чита: 1986. - 14с.

18. Забелин С.Ф., Гроховский B.C. Термоциклическая обработка сварных соединений малоуглеродистых и низколегированных сталей. Деп. ВНИИЧерМет 10.08.86 №3490 - ЧМ. 1986, - 13с.

19. Герасин А.Н., Сидоров Б.П., Забелин С.Ф. Устройство для штамповки полых деталей из листовых заготовок А.С. № 1460818. В21Д26/02.-1987.

20. Забелин С.Ф. Совершенствование технологии процессов ХТО сталей путем термоциклирования //Влияние ТЦО на структурное состояние и свойства металлов и сплавов. - Киев: ИМФАН УССР, 1987. - С. 12.

21. Забелин С.Ф., Гроховский B.C. Основы технологии и оптимизации параметров ТЦО сварных соединений из конструкционных материалов и сталей //Современные проблемы сварочного производства. - Пермь: ПЛИ, 1988.-С.31-36.

22. Забелин С.Ф., Гроховский B.C. и др. Способ азотирования стальных изделий А.С. №1453179. С23Д 8/26. -1988.

23. Забелин С.Ф. Количественная оценка структурных изменений в сталях при термоциклической обработке. Деп. ВНИИ и ТЭМР, №179 - мш 88. 1988.-5с.

24. Маккавеев Е.П., Геллер Ю.А., Забелин С.Ф. Устройство для виброобкатывания. А.С. №149263. В24В39/04. -1989. Б.И. №18.

25. Забелин С.Ф. Термоциклическая и химико - термоциклическая обработка на автоматической роторно-конвейерной линии //Достижения

науки и техники в области рессурсосбережений и экологии. - Гомель: ИММС АН БССР, 1989.- С. 18-21.

26. Забелин С.Ф. Совершенствование технологии процессов ХТО сталей путем использования термоциклической обработки //Повышение эффективности производства машиностроительных предприятий. - Душанбе: ТажПИ, 1990.-С62-65.

27. Забелин С.Ф., Гроховский B.C., Хоботов А.И. Особенности технологии химико -термоциклической обработки конструкционных сталей //Конструктивная прочность, долговечность, упрочнение материалов и деталей машин. - Волгоград: ВНИИТМаш, 1990. - С. 120-122.

28. Гроховский B.C., Забелин С.Ф., Хоботов А.И. Повышение работоспособности деталей горнодобывающего оборудования борированием //Конструкционная прочность, долговечность, упрочнение материалов и деталей машин. - Волгоград: ВНИИТМаш, 1990. - С.119-120.

29. Забелин С.Ф., Гроховский B.C. Совершенствование технологии термической обработки накатного инструмента //Перспективные направления развития машиностроения Забайкалья. - Чита: ЧитПИ, 1991. - С.21-22.

30. Забелин С.Ф., Хоботов А.И. Упрочнение инструмента методом электроискрового легирования //Перспективные направления развития машиностроения Забайкалья. - Чита: ЧитПИ, 1991. - С. 17-18.

31. Хоботов А.И., Забелин С.Ф. Повышение стойкости режущего инструмента методом электроискрового легирования. Информ. Лист №59-93 Читинского межотрасл. территор. ЦНТИиП, Чита: 1993. - Зс.

32. Забелин С.Ф., Гроховский B.C. Повышение стойкости накатного инструмента методом термоциклического отпуска. Информ. Лист №30-96 Читинского межотрасл. территор. ЦНТИиП, Чита: 1996. - 2с.

33. Забелин С.Ф. Модель расчета режима фазовых превращений при термической обработке сталей. Информ. Лист №31-96 Читинского межотрасл. территор. ЦНТИиП, Чита: 1993. - 4с.

34. Хоботов А.И., Забелин С.Ф. К вопросу оценки работоспособности подшипников скольжения //Вестник ЧитГТУ. - Вып. 7. Чита: 1997. С. 127-133.

35. Забелин С.Ф., Хоботов А.И. Основы технологии термоциклического азотирования стальных деталей // Вестник ЧитГТУ. - Вып. 8. - Чита: 1998. - с. 112-116.

36. Забелин С.Ф. Метод химико-термоциклической обработки деталей машин и перспективы его развития // Вестник машиностроения. - 1998. - №2. -С. 31-34.

37. Забелин С.Ф. Общие закономерности формирования цементованного слоя сталей при термоциклическом режиме насыщения //Металловедение и термическая обработка металлов. - 1998. - №2. - С. 2-6.

38. Забелин С.Ф. Особенности кинетики релаксации напряжений при термоциклической обработке сталей // Межвузовский сборник научных трудов. - Чита: ЗабГПУ, 1998. - С. 26-32.

39. Забелин С.Ф. Математическая модель обоснования оптимальных режимов ТЦО для решения различных технологических задач // Межвузовский сборник научных трудов. - Чита: ЗабГПУ, 1998. - С. 32-38.

40. Забелин С.Ф. Основы теоретического анализа процессов химико-термоциклической обработки материалов //Мезвузовский сборник научных трудов. - Чита: ЗабГПУ, 1998. - С.38-43.

41. Забелин С.Ф. Математическое моделирование режимов процесса химико - термоциклической обработки сталей //Вестник, ЧитГТУ, вып. 8. -Чита: 1998. -С. 117-125.

42. Zabelin S.F. Theoretical analyses of the thermal cyclic treatment processes //V - the International symposium «ADVANCED MATERIALS AND PROCESSES» Baikalsk. Russia. 1999. - S.I27.

43. Забелин С.Ф. Кинетическая теория процесса насыщения при ХТО сталей в режиме термоциклирования // Межвузовский сборник научных трудов. - Чита: ЗабГПУ, 2002. - С. 108-111.

44. Забелин С.Ф. Технологические основы процессов Химико -термоциклической обработки сталей //Технология металлов. - 2004. - № 5. -С. 12-18.

45. Забелин С.Ф. Об активации и кинетической теории процессов диффузионного насыщения металлов при ХТЦО //Технология металлов. -2004.-№6.-С. 6-12.

Отпечатано с оригинал-маке га автора

Лицензия на издательскую деятельность ЛР № 040275 от 04 03.97

Подписано в печать 18.06.2004 Формат 60x84/16. Бумага офсетная. Способ печати оперативный. Усл. печ. л. 2.4. Уч-изд. л. 2.5. Заказ № 08504. Тираж 100 экз.

Издательство Забайкальского государственного педагогического университета им. Н.Г. Чернышевского 672007, г. Чита, ул. Бабушкина. 129

Ц7611

РНБ Русский фонд

2005-4 15290

ВВЕДЕНИЕ

1. АНАЛИЗ ПУТЕЙ ИНТЕНСИФИКАЦИИ ПРОЦЕССОВ НАСЫЩЕНИЯ И ПОВЫШЕНИЯ КОНСТРУКТИВНОЙ ПРОЧНОСТИ СТАЛЕЙ ПРИ ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ

Основные закономерности и недостатки процессов поверхностного насыщения и упрочнения сталей при изотермической ХТО 9 Методы интенсификации процессов химико-термической обработки сталей

Влияние структурно-фазового состояния дефектов кристаллического строения и фазовых превращений в стали на диффузионную подвижность элементов 25 Термоциклическая обработка как эффективный метод повышения конструктивной прочности сталей 30 Обоснование использования режимов термоциклирования при химико-термической обработке сталей 35 Выводы по главе и постановка задач исследования

2. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПРОЦЕССОВ ДИФФУЗИИ И ДИФФУЗИОННОГО НАСЫЩЕНИЯ СТАЛЕЙ ПРИ ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКОМ ВОЗДЕЙСТВИИ НА МАТЕРИАЛ 43 Материалы и методика проведения исследований термоциклической и химико-термоциклической обработки сталей

Закономерности кинетики процесса формирования диффузионного

Закономерности изменения структуры при формировании диффузионного слоя 57 Влияние структурно-фазового состояния стали на параметры диффузии углерода

Влияние режима термоциклического воздействия на параметры диффузии углерода

Влияние структурных несовершенств на процесс диффузионного насыщения

Выводы по главе

3. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СТАЛЕЙ ПРИ ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКОМ ВОЗДЕЙСТВИИ

Изменение микроструктуры сталей при ТЦО

Изменение тонкой структуры (субструктуры) сталей при ТЦО 98 Результаты рентгеноструктурного анализа

Результаты метода внутреннего трения

Деформации и внутренние напряжения в стали при ТЦО

Деформация в процессе термоциклического воздействия на сталь Релаксация напряжений при термоциклировании сталей

Влияние термоциклического воздействия на механические свойства сталей

Оптимизация параметров режима термоциклического воздействия для решения различных технологических задач

3.5Л. Математическое планирование эксперимента и регрессионный анализ модели

3.5.2. Оптимизация процесса на основе шагового метода поиска экстремума функции Схема (модель) расчета оптимальной скорости нагрева при ТЦО 150 Обобщенный анализ результатов исследований Выводы по главе

4. МЕХАНИЗМ АКТИВАЦИИ И ОСНОВЫ КИНЕТИЧЕСКОЙ ТЕОРИИ ПРОЦЕССОВ НАСЫЩЕНИЯ ПРИ ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКОМ ВОЗДЕЙСТВИИ НА МАТЕРИАЛ

4.1. Механизм активации процесса насыщения при ХТЦО

4.2. Некоторые вопросы теории диффузии при термоциклическом воздействии на материал

4.3. Оценка активации процесса диффузионного насыщения металлов при ХТЦО

4.4. Кинетическое уравнение для описания и оценки интенсивности процессов диффузионного насыщения

4.5. Выводы по главе 4 177 5. ОСНОВЫ ТЕХНОЛОГИИ ПРОЦЕССОВ ХТЦО СТАЛЕЙ И ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ МЕТОДА

5.1. Основные принципы технологии ХТЦО сталей

5.2. Обоснование выбора технологической схемы процесса ХТЦО для цементации и нитроцементации сталей

5.3. Обоснование технологических параметров процесса ХТЦО при низкотемпературном азотировании

5.4. Влияние режима ХТЦО на конструктивную прочность сталей

5.4.1. Влияние ХТЦО на прочность и пластичность сталей

5.4.2. Влияние ХТЦО на износостойкость сталей

5.4.3. Влияние ХТЦО на усталостную прочность сталей

5.5. Технологические рекомендации по выбору оптимальных параметров режима ХТЦО

5.6. Технико-экономическое обоснование эффективности новой технологии

5.7. Перспективы развития метода ХТЦО

5.8. Выводы по главе 5 221 ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ 223 БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК 228 ПРИЛОЖЕНИЕ

1. Авторские свидетельства на изобретения

2. Акты о внедрении результатов работы

Прочность, надежность и долговечность деталей машин, предназначенных для работы в сложных условиях эксплуатации (подвергающихся воздействию циклических нагрузок, контактным напряжениям, интенсивному износу, воздействию агрессивных сред и т.п.) в значительной степени определяются физико-механическими свойствами рабочих поверхностей. Поэтому важную роль в технологии машиностроения играют процессы поверхностного упрочнения деталей, среди которых наиболее перспективным является метод химико-термической обработки (ХТО) [1-5].

Применение способов ХТО материалов позволяет получить в поверхностном слое изделия практически слой любого состава и, следовательно, обеспечить комплекс необходимых физических, химических, механических и эксплуатационных свойств [4, 5]. Несмотря на такие возможности, технология процессов ХТО имеет ряд существенных недостатков — большую продолжительность процессов диффузионного насыщения, необходимость дополнительных операций термической обработки для устранения нежелательных результатов предшествующей обработки, а часто, неполной реализации возможностей в достижении высокого комплекса свойств упрочняемых материалов. Кроме того, значительная разница между технологическим временем ХТО и других операций обработки не позволяет ввести ее в единый технологический поток изготовления изделий и препятствует его полной автоматизации. Поэтому проблема интенсификации процессов ХТО материалов, в частности, процессов диффузионного насыщения сталей и повышения комплекса физико-механических и эксплуатационных свойств упрочняемых изделий относится к наиболее важным задачам практического металловедения и технологии ХТО.

Для решения этих задач предложен новый метод технологии ХТО — метод химико-термоциклической обработки (ХТЦО) [6-9], суть которого заключается в осуществлении процессов диффузионного насыщения в режиме термоциклического воздействия на материал, т.е. в условиях совмещенного воздействия режимов термоциклической обработки (ТЦО) и поверхностного диффузионного насыщения на формирование структурного состояния и свойств упрочняемых материалов.

ХТЦО материалов, являясь разновидностью поверхностного упрочнения и одновременно одной из разновидностей термопластической обработки [6], имеет два основных технологических направления в повышении качества, надежности и долговечности деталей машин. Первое связано с повышением прочности и вязкости разрушения металлических материалов за счет создания в них оптимальной фрагментарной структуры (измельчение зерна, субструктурное упрочнение) и снятия напряжений. Другое - с упрочнением поверхностных слоев изделий за счет рационального распределения насыщаемого элемента по слою при интенсификации диффузионных процессов насыщения. В обоих случаях эффекту термоциклического воздействия способствуют гетерофазное структурное состояние материала, эффект фазовых превращений, генерация и релаксация внутренних напряжений. При этом, должны быть существенно расширены возможности получения материалов с заданными свойствами. Поэтому не менее важной задачей металловедения является задача изучения закономерностей влияния режимов термоциклического воздействия на процессы диффузии, диффузионного насыщения, структурное состояние и физико-механические свойства металлов и решения большинства теоретических вопросов активации и описания кинетики процессов диффузионного насыщения при термоциклировании, ряд которых изучены недостаточно или противоречиво [6-12].

Целью данной работы является разработка основ теоретического анализа процессов диффузионного насыщения материалов в условиях термоциклического воздействия путем установления закономерностей и механизма влияния режимов воздействия на процессы диффузии, формирования структуры и кинетики роста диффузионного слоя, установление возможностей управления процессом насыщения и комплексом механических и служебных свойств упрочняемых сталей и разработки на этой базе рациональной технологии различных видов ХТЦО.

Основное содержание работы включает:

В первой главе — аналитический обзор отечественной и зарубежной литературы по современным представлениям о процессах технологии ХТО и ТЦО сталей, путях интенсификации процессов диффузионного насыщения при ХТО, характере влияния структуры и фазовых превращений на диффузионные процессы и свойства сталей. Приведено обоснования использования режимов термоциклического воздействия в процессах ХТО, сформулированы основные научные положения, выносимые на защиту и постановка задач исследования.

Во второй главе на основе анализа экспериментальных результатов установлены закономерности структурных изменений и кинетики формирования диффузионного слоя сталей в зависимости от параметров температурно-скоростного режима ХТЦО, представлены методики оценки структурных изменений и проведения ТЦО и ХТЦО, обоснование выбранных режимов и материалов для проведения исследований. Установлено влияние структурно-фазового состояния сталей, фазовых превращений, структурных несовершенств кристаллического строения и различных режимов термоциклического воздействия на концентрационные кривые распределения и параметры процесса диффузии элементов насыщения. Обоснована методика определения эффективного коэффициента диффузии при ТЦО и ХТЦО.

В третьей главе приведены результаты экспериментов по изучению влияния режимов термоциклического воздействия на структуру, физико-механические и служебные свойства сталей. Установлены закономерности и зависимости, которые описывают связь между параметрами структуры (удельная межфазная поверхность) и свойствами сталей. Представлены результаты по оптимизации параметров и моделированию процесса термоциклического воздействия на материал и процесс насыщения.

В четвертой главе проведен анализ механизма активации процесса насыщения и основы теоретического анализа описания кинетики процесса насыщения с оценкой энергетических характеристик (энергии активации и ак-тивационного объема) процесса. Предложена концепция теоретического анализа процессов диффузионного насыщения материалов в условиях термоциклического воздействия.

В пятой главе представлены результаты по разработке технологических схем и режимов ХТЦО, анализа влияния режимов ХТЦО на механические и эксплуатационные свойства упрочняемых сталей, технологические рекомендации по оптимальным режимам ХТЦО и технико-экономическое обоснование новой технологии. Рассмотрены перспективы развития метода ХТЦО и новых технологий.

В заключении приведены основные выводы работы.

Основные экспериментальные исследования и обсуждения результатов проведены в лабораториях композиционных материалов и защитных покрытий и физикохимии поверхности и ультрадисперсных материалов Института металлургии и материаловедения (ИМЕТиМ) им. А.А. Байкова РАН, в лаборатории №6 Института физики металлов и металловедения ЦНИИЧерМет им. И.П. Бардина, кафедры МиТОМ МАТИ им. К.Э. Циолковского, НПО им. С.А. Лавочкина, Читинских государственных технического и педагогического университетов и др. Автор выражает благодарность проф. д. т. н. М.Х. Шоршорову, проф. д. т. н. А.С. Тихонову, проф. д. т. н. М.И. Алымову, проф. д. ф.-м. н. К.П. Гурову, проф. д. т. н. Б.А. Колачеву, к. т. н. Белову В.В., к. т. н. Ю.Н. Гапонову, С.В. Земскому и всем коллегам за помощь в работе и полезные замечания.

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. На основании систематического исследования закономерностей кинетики роста диффузионного слоя установлена принципиальная возможность интенсификации процессов диффузионного насыщения сталей при термоциклическом воздействии в интервале температур полиморфных превращений или без них:

- при цементации конструкционных сталей (20, 20Х, 20ХН и др.)в интервале температур 600<=>950 °С за равное время насыщения толщина цементованного слоя при ХТЦО в 2,0 - 2,5 раза больше, чем при изотермическом режиме, установлено отсутствие дефектов слоя (цементитной сетки, структурно свободного феррита), имеющих место при изотермической цементации;

- при азотировании конструкционных сталей (40Х, 20ХНЗА и др.) в интервале температур ЗООобОО °С для достижения толщины слоя 0,35 - 0,45 мм продолжительность диффузионного насыщения при ХТЦО в 8-10 раз меньше, чем при изотермическом азотировании, установлено практическое отсутствие хрупкой составляющей е - фазы и нитридной сетки по границам зерен;

- при борировании конструкционных сталей (45, 40Х и др) в интервале температур 600о900 °С для достижения оптимальной толщины слоя необходимо в 1,5-2,0 раза меньше время насыщения, установлено уменьшение игольчатости боридов, зернистое строение подслоя, повышение доли фазы Fe2B в дисперсном виде в составе слоя.

2. Установлены закономерности формирования структуры диффузионного слоя при насыщении стали углеродом и азотом в зависимости от параметров режима ХТЦО. Анализ изменений кинетики и механизма формирования диффузионного слоя показал, что эти зависимости имеют сложный характер и обусловлены комплексным влиянием внешних (режим, продолжительность и температурно - скоростные параметры режима

ХТЦО) и внутренних (кинетики фазовых превращений в металле, изменений структурно-фазового состояния и тонкой структуры, образования и релаксации внутренних напряжений) факторов воздействия.

3. Методом радиоактивных изотопов установлены концентрационные распределения углерода (С14) и никеля (Ni63) по толщине диффузионных слоев сталей. Расчет параметров диффузии углерода и никеля и анализ их температурных зависимостей для различных структурно - фазовых состояний стали и различных режимов ХТЦО позволили установить, что эффективный

7 О коэффициент диффузии углерода в стали 20 составляет (1,75-2,5) 10' см /с при ХТЦО, что в 3-4 раза выше, чем при изотермической цементации сталей в аустените, а эффективный коэффициент диффузии никеля по объему и границам зерен при ХТЦО в 2,0-2,5 раза выше, чем при изотермической диффузии, а увеличение зернограничной диффузии - более чем на порядок. Предложена методика определения эффективного коэффициента диффузии элементов при термоциклическом режиме насыщения.

4. Установлены основные причины, обеспечивающие эффективное развитие диффузионных процессов в режиме ХТЦО - это его воздействие на структуру и физико - механические свойств сталей: измельчение зерна (до 10-12 балл) и снижение (до 6-7%) степени анизотропии структуры стали, по

11 О вышение плотности дислокаций до 10 см" , обусловленное как увеличением микроискажений решетки, так и образованием мелкоблочной субструктуры, а анализ пиков спектра внутреннего трения показал, что это связано с увеличением протяженности границ зерен, блоков и межфазных поверхностей.

5. Установлено, что при термоциклическом воздействии в сталях образуются внутренние (структурные, фазовые и температурные) напряжения, релаксация которых приводит к локальной меж-зеренной микропластической деформации при одновременном сохранении стабильности размеров образцов и деталей. Установлено, что для термоциклированных сталей свойственны более высокая скорость и большая степень релаксации напряжений, чем для закаленных и нормализованных: наиболее активный характер релаксации напряжений наблюдается при 750-800 °С, когда релаксирует до 91-96% напряжений в течении 2-3 минут.

6. С использованием математических методов планирования экспериментов и поиска экстремума функции разработана модель процесса термоциклического воздействия на свойства сталей, адекватно определяющая оптимальные параметры режима воздействия. Разработана (модель) расчета ТЦО для решения различных технологических задач, основанная на положениях о протекании двух конкурирующих процессов: образования и релаксации внутренних напряжений в стали. Расчет показал, что полное снятие накапливаемых при ТЦО внутренних напряжений происходит при скоростях нагрева и охлаждения ниже 0,78 град./с, что хорошо согласуется с экспериментальными результатами: скоростной режим нагровов и охлаждений при диффузионном насыщении 1,0 - 3,0 град./с.

7. Установлены закономерности влияния режима термоциклического воздействия на структуру и физико - механические свойства сталей и получены зависимости, которые описывают связь между параметрами структуры (удельная межфазная поверхность) и свойствами сталей. По сравнению с нормализацией и термическим улучшением, ТЦО повышает на 10-15% предел текучести и пластические характеристики сталей и на 75-100% их ударную вязкость при одновременном сохранении высоких характеристик прочности.

8. На основе анализа причин интенсификации диффузионных процессов ХТЦО, предложен механизм активации этих процессов, основную роль в котором играет активационный объем, характеризующий изменение дисперсности структуры и определяющий взаимодействие с атомами элементов насыщения. Активационный объем весьма существенно зависит от развитой межзеренной, субзеренной, межфазной поверхностей, в итоге чего обеспечивается аномально высокая скорость диффузии последних.

9. На основе анализа и положений термодинамики необратимых процессов и экспериментальных данных сформулирована теоретическая концепция описания процесса диффузионного переноса вещества в твердых телах в условиях полиморфных превращений при термоцик-лировании (сочетание термодинамического анализа с рассмотрением кинетических факторов диффузионного перемещения атомов), связанных с изменением структурного состояния материала. Разработана методика описания кинетики процесса диффузионного насыщения при термоциклическом воздействии на материал, основанная на анализе энергетических характеристик (энергии активации и активационного объема) процесса насыщения.

10. Разработана эффективная технология метода ХТЦО сталей, включающая операции термоциклического воздействия и диффузионного насыщения в едином процессе. Оптимальными режимами операций являются: предварительная ТЦО в интервале температур на 30-50 °С выше ACi и ниже

А , скорости нагрева и охлаждения 2-5 С/с и числе термоциклов 3-5; диффузионное насыщение углеродом в интервале на 80-100 °С выше , азотом на 50-70 °С выше ACi, и на 30-50 °С ниже А , при скорости нагрева и охлаждения 1,5-3,0 °С/с и числе термоциклов в зависимости от требуемой толщины диффузионного слоя; окончательная ТЦО по режиму аналогично предварительной. Низкотемпературное азотирование в интервале температур ЗООс^бОО °С и скоростном режиме термоциклироваания 1,0-3,0 С/с.

11. Применение разработанных способов ХТЦО, защищенных авторскими свидетельствами на изобретение № 907075 - способ цементации и нитроцементации сталей и № 1453179 - способ азотирования сталей по сравнению с изотермическими режимами ХТО приводит к сокращению продолжительности процесса диффузионного насыщения в 3-4 раза, всего процесса упрочнения в 8-10 раз и обеспечивает повышение ударной вязкости на 75100%, износостойкости в 1,5-1,6 раза, усталостной прочности в 1,4-1,5 раза, снижение коробления изделий на 50% при одновременном сохранении высоких характеристик прочности. Ожидаемый экономический эффект от внедрения разработанной технологии ХТЦО составил свыше 500 тыс. руб. в год в ценах 2000 года при мелкосерийном и опытном производстве.

1. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов, - М.: Металлургия, 1986. - 480 с.

2. Материаловедение /Под общ. ред. Б.Н. Арзамасова. - М.: Машиностроение, 1986. - 384 с.

3. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1977. - 647 с.

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

5. Химико-термическая обработка металлов и сплавов: Справочник /под ред. Л. Ляховича. -М. : Металлургия, 1981. - 424 с.

6. Термоциклическая обработка сталей, сплавов и композиционных материалов /Под ред. М. X. Шоршорова. - М.: Наука, 1984. - 186 с.

7. Забелин Ф., Тихонов А. С, Белов В. В. Интенсификация процессов ХТО сталей при неизотермическом режиме насыщения //Термоциклическая обработка деталей машин. - Волгоград. ВНИИТ-Маш, 1981.-С. 102-106.

8. Забелин Ф., Тихонов А. С, Белов В. В. Повышение конструктивной прочности цементованных деталей термоциклической обработкой //Пути повышения конструктивной прочности металлов и сплавов. — М.: ВСНТОМашПром, 1982. - 195-198.

9. Забелин Ф., Тихонов А. Разработка принципиальных основ интенсификации процессов ХТО сталей в условиях термоциклирования // Термоциклическая обработка металлических изделий. - Л.: Наука, 1982. - 96-100.

10. Забелин Ф. Метод химико-термоциклической обработки (ХТЦО) деталей машин и перспективы его развития //Вестник машиностроения. -1998.-№ 2.-С. 31-34.

11. Семенова Л. М., Семенов В., Крайнева Н. Химико-термическая обработка стали 20Х в условиях циклического изменения температуры //МиТОМ. - 2003. - № 1: - 3-7.

12. Гюлиханданов Е. Л., Хайдаров А. Д. Ускорение процессов диффузионного насыщения при неизотермической химико-термической обработке //МиТОМ. - 2001. - № 6. - 16-20.

13. Минкевич А. Н. Химико-термическая обработка металлов и сплавов. — М.: Машиностроение, 1965. - 491 с.

14. Попов А. А. Теоретические основы химико-термической обработки сталей. -М.: Металлургия, 1962. - 210 с.

15. Козловский И. Химико-термическая обработка шестерен. - М.: Машиностроение, 1970. - 232 с.

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

17. Кальнер В. Д. Цементация и нитроцементация стали. — М.: Машиностроение, 1973. - 40 с.

18. Арзамасов Б. Н. Химико-термическая обработка металлов в активизированных газовых средах. - М.: Машиностроение, 1979. - 224 с.

19. Электро-химико-термическая обработка металлов и сплавов /Под ред. И. Н. Кидина и В. И. Андрюшечкина. - М.: Металлургия, 1978. - 320 с.

20. Жуховицкий А. А. Шварцман Л. А. Физическая химия. — М.: Металлургия, 1968. - 520 с.

21. Могутнов Б. М., Томилин И. А., Шварцман Л. А. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. - М.: Металлургия, 1972. - 328 с.

22. Шмыков А. А., Хорошайлов В. Г., Гюлиханданов Е. Л. Термодинамика и кинетика процессов взаимодействия контролируемых атмосфер с поверхностью стали. -М. : Металлургия, 1991. - 160 с.

23. Кинетика и динамика физической адсорбции: Труды III Всесоюзной конференции по теоретическим вопросам адсорбции. — М.: Наука, 1973.-286 с.

24. Трепиел Б. Хемосорбция. Пер. с англ. - М.: ИЛ., 1958. - 238 с.

25. Де Бур Я. Динамический характер адсорбции. Пер. с франц. - М.: ИЛ., 1962.-434 с.

26. Криштал М. А. Механизм диффузии в железных сплавах. — М,: Металлургия, 1977. - 399 с.

27. Рыжов Д. Н., Смирнов А. Е. Основные показатели эффективности процесса ионной цементации //Технология металлов. - 1999. - № 6. - 2-6.

28. Зинченко В. М. Совершенствование системы показателей оценки прочности и долговечности цементованных и нитроцементованных зубчатых колес //Технология металлов. - 2001. - № 8. - 6-17.

29. Лахтин Ю. М. Диффузионные основы процесса азотирования //МиТОМ. - 1995. - № 7. - 12-16.

30. Банных О. А., Зинченко В. М., Прусаков Б. А., Сыропятов В. Я. Развитие азотирования в России //МиТОМ. - 2000. - № 1,5; 2001. - № 4.

31. Прогрессивные методы химико-термической обработки. /Под ред. Г. Н. Дубинина и Я. Д. Когана. — М.: Машиностроение, - 1979, - 184 с.

32. Прогрессивные методы термической и химико-термической обработки /Под ред. Ю. М. Лахтина и Я. Д. Когана. - М.: Машиностроение, 1972. -184 с.

33. Коган Я. Д. Перспективы развития технологий поверхностного упрочнения материалов деталей машин //МиТОМ. - 1993. - № 8. - 2-8.

34. Тихонов А. К. Разработка и освоение новых сплавов, технологии по- верхностоного упрочнения деталей автомобилей.: Автореф. дис....докт. техн. наук. PIMET РАН - М.: 1995. - 53 с.

35. Булгаков В. А. Влияние исходной структуры на деформации и коробление деталей после окончательной термической обработки //МиТОМ. - 1977. - № 9. - 45-47.

36. Геллер Ю. А., Моисеев В. Ф., Маматкулов Д. Д. Термическая обработка, снижающая деформацию деталей станков //Станки и инструмент. -1977.-№ 8.-С. 35-37.

37. Кальнер В. Д., Юрасов Ю. и др. Номограммы нелинейного процесса нитроцементации //МиТОМ. 1992. № 12. 11-17.

38. Кальнер В. Д., Зильберман А. Г. Практика микрозондовых методов исследования металлов и сплавов. -М. : Металлургия, 1981.-216 с.

39. Юрасов А. К вопросу о структурных критериях оценки качества цементованного и нитроцементованного слоев. //МиТОМ. - 1981. № 3. -С. 9-10.

40. Давиденков Н. Н., Лихачев В. А. Необратимое формоизменение мета- лов при циклическом тепловом воздействии. - М. — Л.: Машгиз, 1962. -223 с.

41. Брунзель Ю. М. Контролируемые атмосферы /Итоги науки и техники. - М.: ВШШТИ, 1978. - 143-181.

42. Лебедев Т. А., Симочкин В. В. Влияние ТЦО на свойства цементуемых сталей //Термоциклическая обработка металлических изделий. - Л.: Наука, 1982.-С. 103-104.

43. Симочкин В. В. Термоциклическая обработка конструкционных сталей после высокотемпературных технологических нагревов: Автореф. дис....канд. техн. наук. ЛПИ-Л, 1985. - 19 с.

44. Child Н. Vacuum Carburising. - «Heat Treatment Metals». 1986. 3. - № 3.-p. 60-65.

45. Цепов Н. Особенности науглероживания стали при вакуумной цементации //МиТОМ. - 1979. - № 8. - 50-54.

46. Fufther advances in surface heat treatments. - «Heat Treatment Metals». 1979. 6 . -№3. -p . 72-74.

47. Киштал M. A., Цепов Н. Свойства сталей после высокотемпературной вакуумной цементации //МиТОМ. - 1980. - № 6. 2-7.

48. Заваров А. С, Баскаков А. П., Грачев В. Химико-термическая обработка в кипящем слое. -М.: Машиностроение, 1985. - 159 с.

49. Сыромятников Н. И., Рубцов Г. К. Тепловые процессы в печах с кипящим слоем. -М.: Металлургия, 1968. - 116 с.

50. Арзамасов Б. Н. Химико-термическая обработка сплавов в активизированных газовых средах //Вестник машиностроения. - 1986. - № 9. - 49-53.

51. Технология и оборудование для экологически чистой химико- термической обработки //Вестник машиностроения. - 1996. № 5. - 26-28.

52. Кидин И. Н. Физические основы электротермической обработки металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1969. - 376 с.

53. Физические основы электротермического упрочнения стали /Гриднев В. Н., Мешков Ю. Н., Ошкадеров П., Трефилов В. И. - Киев: Наукова думка, 1973. - 336 с.

54. Бородуля В. А. Высокотемпературные процессы в электротермическом кипящем слое. - Минск: Наука и техника, 1973. - 176 с.

55. Бабад-Захрянин А. А., Кузнецов Г. Д. Химико-термическая обработка в тлеющем разряде. — М.: Атомиздат, 1975. - 175 с.

56. Лахтин Ю. М., Коган Я. Д., Солодкин Г. А. Эффективность процессов химико-термической обработки //МиТОМ. - 1986. - № 6.- 2-6.

57. Grube W. L., Gay J. G. High-rate Carburizingina grow-discharge meathane plasma. - «Met. Trans.» 1978. A9. - № 10. - p. 1421-1429.

58. Земсков Г. В., Гущин Л. К., Домбровская Е. В. и др. Азотирование стали при воздействии ультразвука //МиТОМ. - 1961. - № 3. - 65-67.

59. Чудина О. В. Поверхностное легирование железоуглеродистых сплавов с использованием лазерного нагрева //МиТОМ. - 1994. - № 12. - 2-7.

60. Голиков В. М., Кулемин А. В., Лазарев В. А. //ФММ. - 1973. Т. 36. - №

61. Лахтин Ю.М. и др. Влияние предварительной холодной деформации на цементацию стали //МиТОМ. - 1971. - №12. - 22-26.

62. Бокштейн З. Диффузия и структура металлов. — М.: Металлургия, 1973. - 208 с. . 231

63. Долженков И.Е., Лоцманов И.Н., Андрианова И.И. Влияние пластической деформации на насыщение железа углеродом /МиТОМ. - 1973. -№3. - 2-5.

64. Долженков И.Е. и др. Влияние совместного воздействия пластической деформации и повышенных температур на диффузионную подвижность углерода /Изв. АН СССР, Металлы. - 1973. - №1. - 227-232.

65. Кидин И.Н., Щербединский Т.В. и др. Влияние предварительной закалки на диффузию углерода в аустените //Изв. АН СССР, Металлы. -1972. - №6.-С. 165-168.

66. Кидин И.Н., Андрюшечкин В.И., Волков В.А. Влияние дефектов структуры аустенита на диффузию углерода //Изв. вузов. Черная металлургия. - 1969.-№11. - 132-135.

67. Криштал М.А. Диффузионные процессы в железных сплавах. - М.: Металлургия, 1963. - 278 с.

68. Бокштейн Б.С., Бокштейн З, Жуховицкий А.А. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах. - М.: Металлургия, 1974. - 280 с.

69. Лариков Л.Н., Фольченко В.М. К вопросу о механизме ускорения диффузии при многократном фазовом переходе //Диффузионные процессы в металлах, - Киев: Наукова думка, 1968. - С, 61-66.

70. Брик В.Б. Диффузия и фазовые превращения в металлах и сплавах. - Киев: Наукова думка, 1985. - 323 с.

71. Герцрикен Д., Дехтяр И.Я, Диффузия в металлах и сплавах в твердой фазе. -М, : Физматгиз, 1960. - 564 с.

72. Криштал М.А. Механизмы диффузии в железных сплавах. - М.: Металлургия, 1972. - 400 с.

73. Грузин П.Л., Гуляев А,П,, Мартинсон В.Г. //Изв. Вузов. Черная металлургия. - 1960. -№1. - С, 167-170.

74. Грузин П.Л,, Кузнецов Е.В,, Курдюмов Г.В. Влияние внутризеренной структуры аустенита на самодиффузию железа //Проблемы металловедения и физики металлов, - М.: Металлургиздат, 1955. - 494-497,

75. Грузин П.Л. О диффузии кобальта, хрома и вольфрама в железе и стали. Там же. - 475-485.

76. Лахтин Ю.М., Белокопова Б.Л. Влияние фазовой перекристаллизации на диффузионные процессы //Повышение надежности и долговечности деталей с/х машин методами химико-термической обработки. - Ростов-на-Дону, 1981. - 125-128.

77. Бокштейн З, Жуховицкий А.А. и др. Влияние фазовых превращений на скорость самодиффузии //Научные доклады высшей школы. - М.: Металлургиздат, 1958. - №4. - 158.

78. Лариков Л.Н., Фальченко В.М. Механизм влияния фазовых превращений на диффузию //Диффузия в металлах и сплавах. — Тула: ТПИ, 1968, - 333-340.

79. Герцрикен Д., Фольченко В.М. Влияние фазовых превращений в титане на параметры диффузии кобальта //Вопросы физики металлов и металловедения. - Киев: АН СССР, 1962. Вып. 16. - 153-157.

80. Голиков В.М. Диффузия по границам зерен //Диффузия в металлах и сплавах. - Тула: ТПИ. 1968. - 185-204.

81. Матосян М.А., Голиков В.М. Влияние предварительной холодной пластической деформации на диффузию углерода в сплавах на железной основе //ФММ. - 1968. Т.25. Вьш.2. - 377-381.

82. Градина Ю.В., Брусиловский Б.А. //Изв. вузов. Черная металлургия. - 1968.-№10.-С. 110-113.

83. Кальнер В.Д. и др. Ускорение процесса цементации предварительной пластической деформацией //Прогрессивные методы термической и химико-термической обработки. -М.: Машиностроение, 1972. - 91-96.

84. Кидин И.Н., Щербединский Т.В., Андрюшечкин В.И., Волков В.А. Влияние предварительной холодной пластической деформации на диффузию углерода в аустените //МиТОМ. - 1971. - №12. - 26-29.

85. Мейль Р.Ф. //УФМ, 1958. Т. 19. Вьш.4. - С, 517-528.

86. Кидин И.Н., Липцин Т.А. Циклическая электротермическая обработка конструкционных сталей //Металловедение и термическая обработка металлов. -Пермь: ПГУ, 1966. - 52-61.

87. Федюкин В.К, Термоциклическая обработка сталей и чугунов. - Л.:ЛГУ, 1977.-144 с.

88. Gzang R.A. The rapid heat treatment of steel /"Metallurgical transactions", 1971. V. 2. №1.-P. 65-78.

89. Портер Л.Ф., Добковски Д.С. Регулирование размера зерна термоцик- лированием //Сверхмелкое зерно в металлах. Пер. с англ. — М.: Металлургия, 1973.-С. 135-163.

90. Тамура Имао. Новая технология термообработки стали //РЖ Металлургия, 1969. - №8. И652. - 86.

91. Термоциклическая обработка металлических материалов //Материалы конференции. - Л . : Наука, 1980. - 120 с.

92. Термоциклическая обработка деталей машин //Тезисы докладов Все- союзн. науч.-техн. семинара. — Волгоград: ВНИИТмаш, 1981, - 220 с.

93. Термоциклическая обработка металлических изделий //Материалы конференции. - Л.: Наука,,.1982. - 180 с.

94. Oelchlagel D., Weiss V. Supeфlasticity of steels during the Fezzite = Aus- tenite transformation //"Trans. A.S.M." 1966. v. 59. - №2. - P. 143-154.

95. Porter L.F., Rosental P.C. - Acta metallurg, 1959. - v 7. - P. 504.

96. Сверхпластичность металлических материалов /Под ред. М.Х. Шоршо- рова и А.С. Тихонова. - М.: Наука, 1973. 220 с.

97. Тихонов А.С. Эффект сверхпластичности металлов и сплавов. - М.: Наука, 1978.-142 с.

98. Рошков Н. Исследование толщины цементованного слоя полученного при циклическом нагреве и охлаждении //Годишник на Высш. хим.-технол. ин-т. - София: Техника, 1972, Т. 18. - №2. - 27-36.

99. А.с. №899713 (СССР). Способ нитроцементации стальных изделий /Костылева Л.В., Семенова Л.М., Козловский И.С. и др. Опуб. в Б.И. 1982.-№3.

100. Патент СССР №679152 (Япон.) Способ химико-термической обработки металлов /Есики Осида. Опубл. в Б.И. 1979. - №29.

101. Патент США №4016012 (Япон.) Method for surface treatment of metallic materials /Oshida Yoshizi. Опубл. в РЖ. 1977, -№11(114927 П).

102. Белокапова Б.Л. Влияние фазовой перекристаллизации в процессе термоциклической обработки на диффузию элементов замещения в стали: Дис. канд. техн. наук /МАДИ. - М. 1982. - 100 с.

103. Гордиенко Л.К. и др. Повышение эксплуатационных свойств бориро- ванных сталей с помощью термоциклирования в процессе насыщения //Повышение надежности и долговечности деталей с/х машин методами ХТО. - Ростов-на-Дону, 1981. - 135-136.

104. А.с. №907075 (СССР). Способ обработки стальных деталей /Забелин Ф., Тихонов А.С. и др. Опубл. в Б.И. 1982. - №7.

105. А.с. №1452179 (СССР). Способ азотирования стальных деталей /Забелин Ф., Гроховский B.C. и др. - 1987.

106. Гукосян Л.Е. Устройство для программного регулирования температуры при имитации термических циклов сварки //Сварочное производство. - 1976.-№11. - 50-51.

107. Берг Л.Г. Введение в термографию. - М.: Наука, 1969. - 278 с.

108. Справочник по металлографическому травлению /Беккерт М., Клемм X. - Лейпциг, 1976. Пер. с нем. - М.: Металлургия, 1979. - 336 с.

109. Petzow G. Metallographic Etching - Ohio. A.S.M., 1988. - 115 p. ,^ 114. Забелин Ф. Количественная оценка структурных изменений в сталях при ТЦО. -М.: ВНИИТЭМР. Деп. №119-МШ88. - 5 с.

110. Баранов А. А. Структурные изменения при термоциклической обработке металлов//МиТОМ. - 1983. - № 12. - 2-10.

111. Дьяченко Образование аустенита в железоуглеродистых сталях. - М.: Металлургия, - 1982. - 128 с.

112. Забелин Ф. Общие закономерности формирования цементованного слоя стали при термоциклическом режиме насыщения //МиТОМ. -1998.-№ 2.-С. 2-6.

113. Грузин П. Л. Применение искусственных индикаторов для изучения процессов диффузии и самодиффузии в сплавах. Докл. АН СССР. 1952. Т. 86. - № 2. - 286-289.

114. Грузин П. Л., Жаров Ю. Д., Земский В., Поликарпов Ю. А. О некоторых вопросах изучения диффузии в металлах с помощью радиоактивных изотопов //Диффузия в металлах и сплавах. — Тула.: ТПИ, -1968.-С. 279-298.

115. Осипов К. А. Некоторые активируемые процессы в твердых металлах и сплавах. - М.: Изд-во АН СССР, 1962. - 117 с.

116. Волынова Т. Ф., Гуляев А. П. Аномалии пластичности и полиморфные превращения //МиТОМ. - 1981. - № 3. - 24-27.

117. Блантер М. Е. Диффузионные процессы в аустените и прокаливаемость легированных сталей. Автореф. дисс. МИСиС.1949. - 28 с.

118. Грузин П. Л. и др. О применении искусственного радиоактивного изотопа С'"^ для изучения диффузии углерода в стали //Проблемы металловедения и физики металлов. - М.: Металлургиздат, 1955. - 517-523.

119. Земский В., Львов В. С, Максимова Л. Самодиффузия никеля в сплавах никель-железо //ФММ. - 1976. - Т. 41. вып. 4. - 775-781.

120. Suzuoka Т. //Trans. Japan. Inst, of Met/ 1961. - № 2. - p. 25.

121. Suzuoka T. //Trans. Japan. Inst, of Met/ 1961. - № 3. - p. 176.

122. Салтыков A. Стереометрическая металлография. - М.: Металлургия, 1976.-271 с.

123. Автоматический структурный анализатор «Эпиквант» /Стереометрический анализ. Кн. 3 - Carl Zeiss lena. D. D. R. 1979. - 57 с

124. Горелик С, Расторгуев Л. Н., Скаков Ю. А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. -М.: Металлургия, 1970. - 368 с.

125. Русаков А. А. рентгенография металлов. - М.: Атомиздат, 1977. - 480 с.

126. Вишняков Я. Д. Современные методы исследования структуры деформированных кристаллов. — М.: Металлургия, 1975. - 480 с.

127. Постриков В. Внутреннее трение в металлах. — М.: Металлургия, 1974. - 352 с.

128. Методы испытания, контроль и исследования машиностроительных материалов / Физические методы исследования металлов. - М.: Машиностроение, 1991. - 552 с.

129. Криштал М. А., Головин А. Внутреннее трение и структура металлов. - М.: Металлургия, 1976. - 376 с.

130. Внутреннее трение в металлах и сплавах. - М.: Наука, 1966. - 224 с.

131. Баранов А. А. Фазовые превращения и термоциклирование металлов. - Киев: Наукова думка, 1974. - 232 с.

132. Александров А., Зернов О. В. и др. К вопросу о физической природе термоциклического упрочнения стали 40Х //Термоциклическая обработка металлических материалов. - Л.: Наука, 1980. - 24 - 26.

133. Кайбышев О. А. Пластичность и сверхпластичность металлов. - М.: Металлургия, 1975. - 280 с.

134. Лозинский М. Г. и др. Микронеоднородность деформации металлов при высокотемпературном нагреве //МиТОМ. - 1968. - №6. - 6.

135. Теплицкий М. Ш. Особенности высокотемпературной микронеоднородной деформации металлов в условиях аномального поведения. Дисс.канд. техн. наук / Волгоград. 1975. - 176 с.

136. Текст на выставке — семинаре по термоанализаторам японской фирмы «Улвак - Рико» в Москве. Ulvak Sinku - Riko Со, L.T.D. 1980. - 77 с.

137. Балуффи Р. В., Кёлер Дж. С, Симмонс Р. О. //Возврат и рекристаллизация металлов. - М.: Металлургия, 1966. - 9 — 68.

138. Механизмы релаксационных явлений в твёрдых телах. - М.; Наука, 1972. - 247 с.

139. Ровинский Б. М., Воротников Г. Температурная зависимость параметров релаксации напряжений в металлах и сплавах //Механизмы релаксационных явлений в твёрдых телах. - М,; Наука, 1972. - 5 — 8.

140. Воротников Г. С, Ровинский Б. М. Релаксация напряжений, ползучесть и одноосное растяжение /ЯТМТФ, - 1966. - №6. - 19-26.

141. Ровинский Б. М. К вопросу о механизме релаксации напряжений в металлах // Изв. АН СССР. ОПТ. 1954. - №2. - 67 - 74.

142. Линник Ю. В. Метод наименьших квадратов и основы математико- статистической теории обработки наблюдений. — М.: Физматгиз, 1962. -316 с.

143. Шоршоров М. X., Фёдоров В. Б., Дрюнин К вопросу анализа релаксации напряжений в твёрдых телах //Докл. АН СССР. 1976. т.231. -№6.-С. 1347-1350. -ft'

144. Горский В. Г., Адлер Ю. П., Талалай А. М. Планирование промышленных экспериментов. - М.: Металлургия, 1978. - 112 с.

145. Новик Ф. Математические методы планирования экспериментов в металловедении. -М. : МИСиС, 1969. - 82 с.

146. Пляскин И. И. Оптимизация технологических решений в машиностроении.-М.: Машиностроение, 1982. - 176 с.

147. Планирование эксперимента в исследовании технологических процессов /Под ред. Э. К. Лецкого. - М.: Мир, 1977. - 552 с.

148. Колмогоров А. Н. К статистической теории кристаллизации металлов //Изв. АН СССР, Математика, 1937. - №3. - 355 - 359.

149. Физическое металловедение. Вып. 2. Фазовые превращения /Под ред. Р. Кана. -М.: Мир, 1968. - 490 с.

150. Cahn J. W. / Acta Mettalurg. 1956. v. 4. p.572; 1959. v.7. p. 20; 1961. v. 9. p.795; 1962.V. 10.p.l79.

151. Кидин И, Н. и др. Упрочнение железохромистых сплавов фазовым наклёпом //МиТОМ. - 1962. - №9.

152. Иванова В. С, Гордиенко Л. К. Новые пути повышения прочности стали. -М. : Наука, 1964. - 121 с.

153. Забелин Ф., Тихонов А. С, Земский В. Диффузия при термоциклической обработке сталей //ФизХОМ. - 1982. - №6. - 115 - 120.

154. Забелин Ф., Земский В., Тихонов А. Влияние многократных фазовых превращений на параметры диффузии элементов насыщения при ХТО сталей //Термоциклическая обработка деталей машин. Волгоград: BHPfflTMam, 1981.-С. 107-113.

155. Земский В., Забелин Ф., Тихонов А. Расчёт диффузионного проникновения при циклическом изменении температуры // Термоциклическая обработка деталей машин. Волгоград: ВНИИТМаш, 1981. - 89-90. *,'

156. Земский В., Забелин Ф., Тихонов А. Некоторые вопросы теории диффузии при ТЦО //Термоциклическая обработка металлических изделий. - Л.: Наука, 1982. - 22 -23.

157. Стенли Г. Фазовые переходы и критические явления. - М.: Мир, 1973. - 419 с.

158. Ботвина Л. Р. Общие закономерности процессов разрушения и кристаллизации //МиТОМ -. 1984. - №8. - 2 - 9.

159. Новиков И. И,, Ермишкин В. А. Описание пластической деформации металлов в терминах теории фазовых переходов второго рода //Теплофизические свойства веществ и материалов. - М.: Изд. стандартов. 1990. - Вып. 29. - 56 - 68.

160. Ботвина Л. Р. Взаимосвязь различных подходов к описанию кинетики разрушения //Материаловедение. - 1999. - №10. - 2 -9.

161. Botvina L. R. Phase Transitions in Fracture and Crystallization Processes //Nonlinear Analysis of Facture. Proceedinys of the lUTAM Simposium Cambridge. U. K.1995. Keuwer Academic Publishers. 1997. - P. 311 - 320.

162. Botvina L, R. Mechanisms and characteristics of phase transitions //Mechaisms and Mechanics of Dameige and Failure. Proceedings of ECF, France. 1996. EMAS. U.K. 1996. v. 1. - P. 189 - 194.

163. Шоршоров M. X., Мещеряков В. Н. Фазовые превращения и изменения свойств сплавов при сварке. - М.: Наука, 1973. - 159 с.

164. Забелин Ф. Кинетическая теория процесса насыщения при ХТО сталей в режиме термоциклирования //Межвузовский сборник научных трудов. Чита: ЗабГПУ, 2002. - 108 - 111.

165. Материаловедение и технология конструкционных материалов /Фетисов М. Г. и др. - М.: Машиностроение, 2001. - 638 с.

166. Зоткин В. Е. Статистическая характеристика свойств машиностроительных материалов //Технология металлов. - 2001. - №10 - 12.

167. Чудина О. В. Технологические пути повышения механических свойств сталей на основе структурной теории прочности. //Технология металлов.-2001. - №6.

168. Гюлиханданов Е. А., Хайдаров А. Д., Ли Тей Хен. Комбинированные режимы цементации стали 20ХГНР //МиТОМ. - 1992. - №10. - 2 -4.

169. Бирук Н. Г. и др. Влияние термической обработки на формирование борированного слоя стали 35 //МиТОМ. - 1990. - №12. - 22 -23.

170. Бондарь Л. А., Васильев Л. А. Термоциклирование при борировании //Химико-термическая обработка металлов и сплавов. — Минск: Металлургия, 1982. - №6. - 17 - 19.

171. Бахаров Г. Термоциклично барироне на детайле //Доклад на 7 науч- но-техн. конф. по металлознанию и термической обработке. Пловдив, 1986.-С. 32-35.

172. Атанасова И. Термоциклично бороаштиране на инструментальни сто- мани //Доклад на 7 научно-техн. конф. по металлознанию и термической обработке. Пловдив, 1986. - 39 - 40.

173. Гордиенко Л. К. и "др. Повышении эксплутационных свойств бориро- ванных сталей с помощью термоциклирования в процессе насыщения //Повышение надёжности и долговечности с/х машин методами термической и ХТО. Ростов на Дону. 1981. 4.2. - 135 - 136.

174. Руфанов Ю. Г. и др. Влияние термоциклической обработки на структуру и свойства боридного слоя //МиТОМ. 1993. - №12. - 13-14.

175. Берштейн М. А., Займовский В. А. Механические свойства металлов. — М.: Металлургия, 1979. - 495 с.

176. Иванова В. С, Терентьев В. Ф. Природа усталости металлов. - М.: Металлургия, 1975. - 455 с.

177. Методы испытания, контроля и исследования механических свойств металлов. -М.: Машиностроение, 1974. - 320 с.

178. Расчёты экономической эффективности новой технологии. Справочник /Под ред. К. М. Великанова. - Л.: Наука, 1975. - 430 с.

179. Коган Я. Д., Сазонова 3. С, Бойко В.,Александров В. Д. Предварительная подготовка поверхности перед нанесением упрочняющих защитных покрытий //МиТОМ. - 1993. - №12. - 2 - 4.

180. Смирнов А. Е., РЫЖОВ Н. М . Массоперенос при цементации //МиТОМ - . 1993.-№9.-С. 12-14.

181. Заболеев - Зотов В. В., Семёнов В., Клышников Т. О некоторых особенностях массообмена при химико-термоциклической обработке //МиТОМ. -1987. - №5. - 38 - 41.

182. Зинченко В. М., Сыропятов В. Я. Управление процессом газового азотирования с помощью кислородного зонда //МиТОМ. - 2001. - №8.

183. Артемьев В. П. Влияние ионного азотирования на износостойкость сплавов //МиТОМ. - 2001. - №4.

184. Перкас М. Д. Структура, свойства и области применения высокопрочных мартенситостареющих сталей //МиТОМ. -1985. - №5. - 23 -33.

185. Забелин Ф., Гроховский В. Повышении стойкости накатного инструмента методом термоциклической обработки //Инф. Лист №30 —96. Чита:ЦНТИиП. 1996.-3 с.

186. Забелин Ф., Гроховский В. Совершенствование технологии термической обработки накатного инструмента //Перспективные направления развития машиностроения Забайкалья. Чита: ЧитПи., 1991. - 17-18.

187. Забелин Ф. Термоциклическая обработка на автоматической ротор- но - конвейерной линии //Достижения науки и техники в области ресурсосбережении и экологии. Гомель: ИММС АН БССР, 1989. - 18 -20.

188. Гроховский В. С, Забелин Ф., Хоботов А. И. Повышение работоспособности деталей горнодобывающего оборудования борированием //Конструктивная прочность, долговечность, упрочнение материалов и деталей машин. Волгоград: ВНИИМаш, 1990. - 119 — 120.

189. Упрочнение стальных изделий ХТО (поверхностное насыщение углеродом и азотом). Методы оценки показателей качества. — М.: Изд. стандартов. 1976. - 64 с.

190. Зинченко В. М. Повышение и стабилизация прочностных свойств и долговечность цементованных и нитроцементованных зубчатых колёс //МиТОМ. -1987. - №10. - 26 -29.

191. Боголюбова И. В., Георгиевская Б. В., Зинченко В. М. Исследование механизма разрушения образцов из стали 12Х2Н4А в зависимости от режимов ХТО //МиТОМ. - 1988. - №6. - 2 -4.

192. Оловянишников В. А., Зинченко В. М., Георгиевская Б. В., Кузнецов В. В. Структурные параметры и критерии оценки прочности и долговечности цементованных и нитроцементованных зубчатых колёс //МиТОМ. -1989. - №8. - 42 - 45.

193. Гюлихандаров Е.Л., Кисленков В.В., Провоторов Н. Математическое моделирование процессов ХТО стали в контролируемых атмосферах: Труды ЛПИ. 1985. - №404. - 22-28.

194. Гюлиханданов Е.Л., Семенова Л.М., Шапочкин В.И. Влияние высокотемпературной нитроцементации на структуру, фазовый состав и свойства низколегированных сталей //МиТОМ. - 1984. - №4. - 10-14.

195. Зинченко В.М. Формирование фазового состава и микроструктуры поверхностных слоев цементованных деталей. /Технология металлов. 2004.-№2.-С. 7 -14 .

196. Зинченко В.М. Р1нженерия поверхности зубчатых колес методами ХТО. М.: МГТУ им. Н.Э. Баумана. 2001. 303 с. \ '